JP7768470B1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
Ｂを含有する鋼を鋼板（母材鋼板）としたときに、めっき表面の凹凸の形成が抑制された良好な表面外観を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ること。
鋼板がＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎの他に、Ｂを特定量含有し、合金化溶融亜鉛めっき層表面から厚さ方向にＧＤＳ分析を行うことで得られるＢｍｉｎ／Ｂｂａｓｅが０．８０以下であり、最大めっき厚Ｔｍａｘ（μｍ）と最小めっき厚Ｔｍｉｎ（μｍ）が、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘ≧０．５０を満たす、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
鋼板がＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎの他に、Ｂを特定量含有し、合金化溶融亜鉛めっき層表面から厚さ方向にＧＤＳ分析を行うことで得られるＢｍｉｎ／Ｂｂａｓｅが０．８０以下であり、最大めっき厚Ｔｍａｘ（μｍ）と最小めっき厚Ｔｍｉｎ（μｍ）が、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘ≧０．５０を満たす、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Description
本発明は、良好な表面外観（めっき外観）を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関する。
車両の軽量化によるＣＯ２排出量削減と、車体の高強度化による耐衝突性能の向上との両立を目的に、自動車用薄鋼板を高強度化した上で薄板化する試みが進められている。例えば、車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格を形成する主要な構造部品に、引張強さ（ＴＳ）５９０ＭＰａ級以上の高強度鋼板を適用した事例が増加している。
鋼を高強度化する手法としては、Ｃ、Ｍｎ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ等の焼入れ元素を添加する方法が一般的に用いられている。なかでもＢは微量で高い焼入れ性向上効果が得られ、低コストで鋼を高強度化できるという利点があり、介在物を生成して曲げ性や耐遅れ破壊特性を劣化させる弊害もほとんど認められない特徴がある。そのため、Ｂは高強度鋼板の添加元素として広く用いられる。
鋼を高強度化する手法としては、Ｃ、Ｍｎ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ等の焼入れ元素を添加する方法が一般的に用いられている。なかでもＢは微量で高い焼入れ性向上効果が得られ、低コストで鋼を高強度化できるという利点があり、介在物を生成して曲げ性や耐遅れ破壊特性を劣化させる弊害もほとんど認められない特徴がある。そのため、Ｂは高強度鋼板の添加元素として広く用いられる。
母材鋼板にＢを添加した高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関して、例えば、特許文献１には、所定の成分組成の母材鋼板に連続焼鈍および溶融亜鉛めっきを施すに際し、連続焼鈍時の焼鈍炉内温度：７５０℃以上の温度域を雰囲気中の露点：－４０℃以下とすることにより、鋼板と雰囲気の界面の酸素ポテンシャルを低下させ、内部酸化を形成させずに、Ｓｉ、Ｍｎなどの表面濃化を抑制し、優れためっき外観が得られるようにした技術が示されている。
また、特許文献２には、母材鋼板の表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比を０．７以上１．３以下とし、かつ、冷延鋼板の焼鈍の際に、最高到達温度まで加熱した冷延鋼板を、その領域の雰囲気の露点を－４０℃以下として保持することにより、優れためっき性が得られるようにした技術が示されている。
また、特許文献２には、母材鋼板の表層のＭｎ濃化量に対するＳｉ濃化量の比を０．７以上１．３以下とし、かつ、冷延鋼板の焼鈍の際に、最高到達温度まで加熱した冷延鋼板を、その領域の雰囲気の露点を－４０℃以下として保持することにより、優れためっき性が得られるようにした技術が示されている。
本発明者らの検討から、特許文献１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板には、特許文献１で対象とする「Ｓｉ，Ｍｎ系酸化物が生成してめっき濡れ性が低下することに起因する表面欠陥」、つまり、Ｓｉ，Ｍｎ系酸化物がめっきを弾いてめっきの付着しない領域を生じる欠陥とは別の微小な表面欠陥が認められ、この表面欠陥の発生抑制という新たな課題があることが判った。
また、特許文献２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板についても、特にＢを含有する鋼においては、めっき剥離を起因とする同様の表面欠陥が高い頻度で発生することが判った。
また、従来の溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき表面の凹凸に起因する黒色の斑状模様が発生することもあり、このめっき表面の黒色の斑状模様の抑制も十分とは言えなかった。すなわち、めっき表面の黒色の斑状模様の抑制も含め、表面外観を良好にすることが希求されていた。
また、特許文献２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板についても、特にＢを含有する鋼においては、めっき剥離を起因とする同様の表面欠陥が高い頻度で発生することが判った。
また、従来の溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき表面の凹凸に起因する黒色の斑状模様が発生することもあり、このめっき表面の黒色の斑状模様の抑制も十分とは言えなかった。すなわち、めっき表面の黒色の斑状模様の抑制も含め、表面外観を良好にすることが希求されていた。
本発明は、以上のような新たに見出された課題を解決すべくなされたものである。すなわち、その目的は、鋼板（母材鋼板）がＢを含有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、めっき表面の凹凸の形成が抑制された良好な表面外観（めっき外観）を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することにある。
本発明において、高強度とは、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０２２）に準拠した引張試験を行うことで得られる引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上であることを指す。
また、良好な表面外観（めっき外観）とは、合金化溶融亜鉛めっき層の幅方向の最大めっき厚Ｔｍａｘ（μｍ）と最小めっき厚Ｔｍｉｎ（μｍ）が、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘ≧０．５０を満たすことをいう。
また、良好な表面外観（めっき外観）とは、合金化溶融亜鉛めっき層の幅方向の最大めっき厚Ｔｍａｘ（μｍ）と最小めっき厚Ｔｍｉｎ（μｍ）が、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘ≧０．５０を満たすことをいう。
本発明者らの鋭意検討により、上述した表面欠陥は、Ｂの窒化物形成によるものであることを突き止め、窒化物形成を抑制することにより、微小な表面欠陥を改善できることが判った。
また、窒化物形成の抑制には、めっき前の焼鈍工程において、３００～５００℃の温度域の露点を低くしてＦｅの還元雰囲気とし、酸化鉄の生成抑制を図ることでアンモニアの生成を抑制し、さらにアンモニアの生成が顕著になり鋼板へのラジカル窒素の浸入が始まる５００℃以上の温度域の加熱を速やかに行うことで、アンモニアの生成と鋼板の窒化を抑制し、さらに７５０℃以上の温度域での焼鈍時間を短くしかつ露点を－５５℃以上としてＢの一部を酸化物として固定することで、焼鈍中のＢの鋼板表面への拡散による窒化物の生成を抑制することが有効であることが判った。
しかしながら、上記方法によって、Ｂの窒化物の形成を抑制することでめっきの付着しない微小な表面欠陥は改善できたものの、めっき表面に黒色の斑状模様が発生する課題は残っており、表面外観を良好にするという点からはまだ十分とは言えなかった。この黒色の斑状模様は、めっきは付着しているものの溶融亜鉛めっき鋼板の外観が劣化するため、抑制することが好ましい。また、この黒色の斑状模様は、めっき表面の凹凸を起因とし、凸部だけが調質圧延時にロールと接触することで凸部と凹部の色調が変化し、凹部が黒色となっていることが判った。
また、窒化物形成の抑制には、めっき前の焼鈍工程において、３００～５００℃の温度域の露点を低くしてＦｅの還元雰囲気とし、酸化鉄の生成抑制を図ることでアンモニアの生成を抑制し、さらにアンモニアの生成が顕著になり鋼板へのラジカル窒素の浸入が始まる５００℃以上の温度域の加熱を速やかに行うことで、アンモニアの生成と鋼板の窒化を抑制し、さらに７５０℃以上の温度域での焼鈍時間を短くしかつ露点を－５５℃以上としてＢの一部を酸化物として固定することで、焼鈍中のＢの鋼板表面への拡散による窒化物の生成を抑制することが有効であることが判った。
しかしながら、上記方法によって、Ｂの窒化物の形成を抑制することでめっきの付着しない微小な表面欠陥は改善できたものの、めっき表面に黒色の斑状模様が発生する課題は残っており、表面外観を良好にするという点からはまだ十分とは言えなかった。この黒色の斑状模様は、めっきは付着しているものの溶融亜鉛めっき鋼板の外観が劣化するため、抑制することが好ましい。また、この黒色の斑状模様は、めっき表面の凹凸を起因とし、凸部だけが調質圧延時にロールと接触することで凸部と凹部の色調が変化し、凹部が黒色となっていることが判った。
さらに、本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、以下のような知見を得た。
（１）上記のように、前述した焼鈍工程の条件を改良した方法では、Ｂの窒化物形成を完全には抑制できていないことが分かった。さらに、めっきの凹凸は、残存したＢの窒化物が母材鋼板と溶融亜鉛の合金化反応を阻害することによる合金化ムラが原因であることが判った。
（２）Ｂの窒化物は、雰囲気中のアンモニアから生成したラジカル窒素（Ｎ）が主に加熱工程で鋼板に吸着もしくは浸入し、その後、酸素ポテンシャルの低い雰囲気において加熱もしくは均熱される工程で鋼中のＢと反応することで形成される。従来の検討では、アンモニアの生成を抑制することによりＢの窒化物形成を抑制したが、めっきの凹凸を抑制するには効果が不十分であった。そこで、本発明者らはさらにＢの窒化物形成を抑制するため、アンモニアの制御に加え鋼中のＢの表面拡散を抑制することを試みた。
（１）上記のように、前述した焼鈍工程の条件を改良した方法では、Ｂの窒化物形成を完全には抑制できていないことが分かった。さらに、めっきの凹凸は、残存したＢの窒化物が母材鋼板と溶融亜鉛の合金化反応を阻害することによる合金化ムラが原因であることが判った。
（２）Ｂの窒化物は、雰囲気中のアンモニアから生成したラジカル窒素（Ｎ）が主に加熱工程で鋼板に吸着もしくは浸入し、その後、酸素ポテンシャルの低い雰囲気において加熱もしくは均熱される工程で鋼中のＢと反応することで形成される。従来の検討では、アンモニアの生成を抑制することによりＢの窒化物形成を抑制したが、めっきの凹凸を抑制するには効果が不十分であった。そこで、本発明者らはさらにＢの窒化物形成を抑制するため、アンモニアの制御に加え鋼中のＢの表面拡散を抑制することを試みた。
（３）Ｂの表面拡散を抑制する方法として、鋼板表面（母材鋼板表面）にＢ欠乏層を形成させることを検討した。具体的には、従来の検討では実施していなかった母材鋼板表面の酸化処理により表層に酸化鉄層を形成させたのち、還元焼鈍を行うことでＢが欠乏した還元鉄層を形成させることを検討し、その結果、還元鉄層がＢの拡散を抑制し、Ｂの窒化物形成をさらに抑制可能なことを突き止めた。このように、Ｂの窒化物形成を抑制し、鋼板と溶融亜鉛の合金化ムラを抑制することで、凹凸が小さく、黒色の斑状模様がない美麗なめっき外観を得られることが判った。
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］鋼板と、該鋼板上に合金化溶融亜鉛めっき層と、を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０％以上０．３００％以下、
Ｓｉ：１．２０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下
を含有するとともに、
鋼板のＭｎ含有量（質量％）である［％Ｍｎ］およびＳｉ含有量（質量％）である［％Ｓｉ］について、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が２．５０以上であり、
さらに任意成分として、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｍｏ：２．０００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｎｉ：０．５００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｚｎ：０．１００％以下、
Ｃｏ：０．２００％以下、
Ｚｒ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｔｅ：０．１０％以下、
Ａｓ：０．１０％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、
Ｂｉ：０．２０％以下、
Ｐｂ：０．２０％以下、
Ｇｅ：０．１０％以下、
Ｓｒ：０．１０％以下、
Ｃｓ：０．１０％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下
のなかから選ばれる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り、
前記合金化溶融亜鉛めっき層表面から厚さ方向にＧＤＳ分析を行い、
Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．９５
を満たす範囲のＢ強度の平均値をＢｂａｓｅとし、
Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．８０
を満たす範囲のＢ強度の最小値をＢｍｉｎとするとき、
Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅが０．８０以下であり、
前記合金化溶融亜鉛めっき層の幅方向の最大めっき厚Ｔｍａｘ（μｍ）と最小めっき厚Ｔｍｉｎ（μｍ）が、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘ≧０．５０を満たす、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記鋼板の成分組成で、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が１２．００以上である、前記［１］に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する冷延鋼板を連続焼鈍したのち、前記冷延鋼板に対して溶融亜鉛めっきを施し、その後合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記連続焼鈍は、酸化処理工程と還元焼鈍工程とを含み、
前記酸化処理工程では、
Ｎ２、１０００体積ｐｐｍ以上のＯ２および不可避的不純物からなる雰囲気中で、鋼板を５００℃以上７００℃以下まで加熱し、
前記酸化処理工程後、続く前記還元焼鈍工程では、
３００℃以上５００℃以下の温度域を、Ｈ２：３体積％以上を含み、露点：－２０℃以下、Ｏ２：５００体積ｐｐｍ以下の雰囲気として鋼板を加熱し、
該加熱後、５００℃以上７５０℃以下の温度域を、Ｈ２：５体積％以上を含み、露点：－４０℃以下の雰囲気として平均加熱速度：１℃／ｓ以上で鋼板を加熱し、
該加熱後、７５０℃以上９５０℃以下の温度で、Ｈ２：５体積％以上を含み、露点：－５５℃以上－４０℃以下の雰囲気として保持時間：２０秒以上３００秒以下で鋼板を均熱処理する、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［４］前記均熱処理の雰囲気におけるアンモニア濃度を０．０１０体積％以下とする、前記［３］に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１］鋼板と、該鋼板上に合金化溶融亜鉛めっき層と、を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０％以上０．３００％以下、
Ｓｉ：１．２０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下
を含有するとともに、
鋼板のＭｎ含有量（質量％）である［％Ｍｎ］およびＳｉ含有量（質量％）である［％Ｓｉ］について、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が２．５０以上であり、
さらに任意成分として、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｍｏ：２．０００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｎｉ：０．５００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｚｎ：０．１００％以下、
Ｃｏ：０．２００％以下、
Ｚｒ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｔｅ：０．１０％以下、
Ａｓ：０．１０％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、
Ｂｉ：０．２０％以下、
Ｐｂ：０．２０％以下、
Ｇｅ：０．１０％以下、
Ｓｒ：０．１０％以下、
Ｃｓ：０．１０％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下
のなかから選ばれる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り、
前記合金化溶融亜鉛めっき層表面から厚さ方向にＧＤＳ分析を行い、
Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．９５
を満たす範囲のＢ強度の平均値をＢｂａｓｅとし、
Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．８０
を満たす範囲のＢ強度の最小値をＢｍｉｎとするとき、
Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅが０．８０以下であり、
前記合金化溶融亜鉛めっき層の幅方向の最大めっき厚Ｔｍａｘ（μｍ）と最小めっき厚Ｔｍｉｎ（μｍ）が、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘ≧０．５０を満たす、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記鋼板の成分組成で、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が１２．００以上である、前記［１］に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する冷延鋼板を連続焼鈍したのち、前記冷延鋼板に対して溶融亜鉛めっきを施し、その後合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記連続焼鈍は、酸化処理工程と還元焼鈍工程とを含み、
前記酸化処理工程では、
Ｎ２、１０００体積ｐｐｍ以上のＯ２および不可避的不純物からなる雰囲気中で、鋼板を５００℃以上７００℃以下まで加熱し、
前記酸化処理工程後、続く前記還元焼鈍工程では、
３００℃以上５００℃以下の温度域を、Ｈ２：３体積％以上を含み、露点：－２０℃以下、Ｏ２：５００体積ｐｐｍ以下の雰囲気として鋼板を加熱し、
該加熱後、５００℃以上７５０℃以下の温度域を、Ｈ２：５体積％以上を含み、露点：－４０℃以下の雰囲気として平均加熱速度：１℃／ｓ以上で鋼板を加熱し、
該加熱後、７５０℃以上９５０℃以下の温度で、Ｈ２：５体積％以上を含み、露点：－５５℃以上－４０℃以下の雰囲気として保持時間：２０秒以上３００秒以下で鋼板を均熱処理する、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［４］前記均熱処理の雰囲気におけるアンモニア濃度を０．０１０体積％以下とする、前記［３］に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、鋼板（母材鋼板）がＢを含有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、めっき表面の凹凸の生成が抑えられた良好な表面外観（めっき外観）を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。本発明で製造された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、自動車部品等の構造部材に好適であり、同用途に適用することによって車体軽量化による燃費向上を図ることができる。
［合金化溶融亜鉛めっき鋼板］
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、該鋼板上に合金化溶融亜鉛めっき層と、を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０％以上０．３００％以下、Ｓｉ：１．２０％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下、Ｎ：０．０２００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下を含有するとともに、鋼板のＭｎ含有量（質量％）である［％Ｍｎ］およびＳｉ含有量（質量％）である［％Ｓｉ］について、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が２．５０以上であり、さらに任意成分として、Ｃｒ：１．００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｍｏ：２．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：０．５００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｚｎ：０．１００％以下、Ｃｏ：０．２００％以下、Ｚｒ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｔｅ：０．１０％以下、Ａｓ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２０％以下、Ｐｂ：０．２０％以下、Ｇｅ：０．１０％以下、Ｓｒ：０．１０％以下、Ｃｓ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下のなかから選ばれる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り、合金化溶融亜鉛めっき層表面から厚さ方向にＧＤＳ分析を行い、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．９５を満たす範囲のＢ強度の平均値をＢｂａｓｅとし、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．８０を満たす範囲のＢ強度の最小値をＢｍｉｎとするとき、Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅが０．８０以下であり、合金化溶融亜鉛めっき層の幅方向の最大めっき厚Ｔｍａｘ（μｍ）と最小めっき厚Ｔｍｉｎ（μｍ）が、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘ≧０．５０を満たす。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、該鋼板上に合金化溶融亜鉛めっき層と、を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０％以上０．３００％以下、Ｓｉ：１．２０％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下、Ｎ：０．０２００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下を含有するとともに、鋼板のＭｎ含有量（質量％）である［％Ｍｎ］およびＳｉ含有量（質量％）である［％Ｓｉ］について、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が２．５０以上であり、さらに任意成分として、Ｃｒ：１．００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｍｏ：２．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：０．５００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｚｎ：０．１００％以下、Ｃｏ：０．２００％以下、Ｚｒ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｔｅ：０．１０％以下、Ａｓ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２０％以下、Ｐｂ：０．２０％以下、Ｇｅ：０．１０％以下、Ｓｒ：０．１０％以下、Ｃｓ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下のなかから選ばれる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り、合金化溶融亜鉛めっき層表面から厚さ方向にＧＤＳ分析を行い、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．９５を満たす範囲のＢ強度の平均値をＢｂａｓｅとし、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．８０を満たす範囲のＢ強度の最小値をＢｍｉｎとするとき、Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅが０．８０以下であり、合金化溶融亜鉛めっき層の幅方向の最大めっき厚Ｔｍａｘ（μｍ）と最小めっき厚Ｔｍｉｎ（μｍ）が、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘ≧０．５０を満たす。
本発明が製造対象とするのは、鋼板（母材鋼板）の片面または両面に溶融亜鉛めっき層を有し、溶融亜鉛めっき後に合金化処理される高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
ここで、合金化処理される溶融亜鉛めっき層（以下、合金化溶融亜鉛めっき層と記す）の組成は特に限定されず、一般的なものであればよい。一例を挙げると、合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、およびＲＥＭのなかから選ばれる１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成を有することができる。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき層中のＦｅ含有量は、好ましくは７質量％以上であり、より好ましくは８質量％以上である。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき層中のＦｅ含有量は、好ましくは１５質量％以下であり、より好ましくは１３質量％以下である。
ここで、合金化処理される溶融亜鉛めっき層（以下、合金化溶融亜鉛めっき層と記す）の組成は特に限定されず、一般的なものであればよい。一例を挙げると、合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、およびＲＥＭのなかから選ばれる１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成を有することができる。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき層中のＦｅ含有量は、好ましくは７質量％以上であり、より好ましくは８質量％以上である。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき層中のＦｅ含有量は、好ましくは１５質量％以下であり、より好ましくは１３質量％以下である。
＜成分組成＞
以下、鋼板（母材鋼板）の成分組成およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。また、引張強度をＴＳという。
以下、鋼板（母材鋼板）の成分組成およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。また、引張強度をＴＳという。
・Ｃ：０．０５０％以上０．３００％以下
Ｃは、所望の量の焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを生成させて、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得るために有効な元素である。Ｃの含有量が０．０５０％未満では、焼入れマルテンサイトの面積率が減少し、また、フェライトやベイナイトの面積率が上昇して、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になる。
一方、Ｃの含有量が０．３００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイト中の炭素濃度が増加し、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの硬度が上昇する。その結果、軟質相であるフェライトやベイナイトと、硬質相である焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトとの硬度差が大きくなることから、打抜き性、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．０５０％以上０．３００％以下とする。また、Ｃの含有量は、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とするために、好ましくは０．０６０％以上とし、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とするために、より好ましくは０．０９０％以上とする。また、Ｃの含有量が多くなると溶接性が劣化するので、Ｃの含有量は、好ましくは０．２５０％以下とし、より好ましくは０．２２０％以下とする。
Ｃは、所望の量の焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを生成させて、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得るために有効な元素である。Ｃの含有量が０．０５０％未満では、焼入れマルテンサイトの面積率が減少し、また、フェライトやベイナイトの面積率が上昇して、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難になる。
一方、Ｃの含有量が０．３００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイト中の炭素濃度が増加し、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの硬度が上昇する。その結果、軟質相であるフェライトやベイナイトと、硬質相である焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトとの硬度差が大きくなることから、打抜き性、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．０５０％以上０．３００％以下とする。また、Ｃの含有量は、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とするために、好ましくは０．０６０％以上とし、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とするために、より好ましくは０．０９０％以上とする。また、Ｃの含有量が多くなると溶接性が劣化するので、Ｃの含有量は、好ましくは０．２５０％以下とし、より好ましくは０．２２０％以下とする。
・Ｓｉ：１．２０％以下
Ｓｉは、鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素であり、また、延性を向上させるのに有効な元素でもある。
一方、Ｓｉの含有量が１．２０％を超えると、焼鈍時に鋼板表面へのＳｉ濃化量が増加し、鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＳｉ酸化物が形成されることから、良好な表面外観を得ることが困難になる。Ｓｉの含有量を１．２０％以下とすることで、Ｓｉ，Ｍｎ系複合酸化物の生成を抑制して鋼板中のＭｎをＭｎ，Ｂ複合酸化物として有効に利用することが可能になり、灰点欠陥および黒点欠陥の抑制が可能となる。したがって、Ｓｉの含有量は、１．２０％以下とする。また、上述した観点から、Ｓｉの含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５５％以下である。
Ｓｉの含有量の下限は特に設けない。すなわちＳｉの含有量は０％であってよいが、０．０１％未満に低減するには精錬コストが上昇するので、Ｓｉの含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。また、高強度化と延性向上を両立する観点からは、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。また、特に高い延性を得る観点からは、Ｓｉの含有量は０．１５％以上とすることがさらに好ましい。
Ｓｉは、鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素であり、また、延性を向上させるのに有効な元素でもある。
一方、Ｓｉの含有量が１．２０％を超えると、焼鈍時に鋼板表面へのＳｉ濃化量が増加し、鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＳｉ酸化物が形成されることから、良好な表面外観を得ることが困難になる。Ｓｉの含有量を１．２０％以下とすることで、Ｓｉ，Ｍｎ系複合酸化物の生成を抑制して鋼板中のＭｎをＭｎ，Ｂ複合酸化物として有効に利用することが可能になり、灰点欠陥および黒点欠陥の抑制が可能となる。したがって、Ｓｉの含有量は、１．２０％以下とする。また、上述した観点から、Ｓｉの含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５５％以下である。
Ｓｉの含有量の下限は特に設けない。すなわちＳｉの含有量は０％であってよいが、０．０１％未満に低減するには精錬コストが上昇するので、Ｓｉの含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。また、高強度化と延性向上を両立する観点からは、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。また、特に高い延性を得る観点からは、Ｓｉの含有量は０．１５％以上とすることがさらに好ましい。
・Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下
Ｍｎは、灰点欠陥および黒点欠陥を抑制して良好な表面外観を得るのに必要な元素である。Ｍｎを２．００％以上含有させることで、めっき外観品質への悪影響の小さいＭｎ，Ｂ系複合酸化物を形成させ、Ｂ窒化物の形成を抑制することが可能になるため、灰点欠陥、黒点欠陥が抑制される。また、Ｍｎは、所望の量の焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを生成させて、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とするのに有効な元素でもある。Ｍｎの含有量が２．００％未満では、焼鈍時にＭｎと複合酸化物を形成するＢが減少し、ＢＮの形成量が増加するため、黒点欠陥および灰点欠陥を十分抑制することができない。
一方、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、フェライトやベイナイトの面積率が減少して、成形時の寸法精度が低下する。さらに、焼鈍時に鋼板表面へのＭｎ濃化量が増加し、鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＭｎ酸化物が多量に形成されることから、良好な表面外観を得ることが困難になる。したがって、Ｍｎの含有量は、２．００％以上３．５０％以下とする。また、灰点欠陥、黒点欠陥の発生抑制の観点から、Ｍｎの含有量は、好ましくは２．３０％以上とし、より好ましくは２．５０％以上とし、さらに好ましくは２．６０％以上とする。また、上述した観点から、Ｍｎの含有量は、好ましくは３．３０％以下とし、より好ましくは３．００％以下とする。
Ｍｎは、灰点欠陥および黒点欠陥を抑制して良好な表面外観を得るのに必要な元素である。Ｍｎを２．００％以上含有させることで、めっき外観品質への悪影響の小さいＭｎ，Ｂ系複合酸化物を形成させ、Ｂ窒化物の形成を抑制することが可能になるため、灰点欠陥、黒点欠陥が抑制される。また、Ｍｎは、所望の量の焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを生成させて、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とするのに有効な元素でもある。Ｍｎの含有量が２．００％未満では、焼鈍時にＭｎと複合酸化物を形成するＢが減少し、ＢＮの形成量が増加するため、黒点欠陥および灰点欠陥を十分抑制することができない。
一方、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、フェライトやベイナイトの面積率が減少して、成形時の寸法精度が低下する。さらに、焼鈍時に鋼板表面へのＭｎ濃化量が増加し、鋼板表面に不めっき欠陥の原因となるＭｎ酸化物が多量に形成されることから、良好な表面外観を得ることが困難になる。したがって、Ｍｎの含有量は、２．００％以上３．５０％以下とする。また、灰点欠陥、黒点欠陥の発生抑制の観点から、Ｍｎの含有量は、好ましくは２．３０％以上とし、より好ましくは２．５０％以上とし、さらに好ましくは２．６０％以上とする。また、上述した観点から、Ｍｎの含有量は、好ましくは３．３０％以下とし、より好ましくは３．００％以下とする。
・Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させるための元素であるが、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、旧オーステナイト粒界にＰが偏析して粒界を脆化させるため、打抜き性および伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｐの含有量は０．１００％以下とする。また、上述した観点から、Ｐの含有量は、好ましくは０．０５０％以下とし、より好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｐの含有量の下限は設けない。すなわちＰの含有量は０％であってよいが、０．００１％未満に制御するには精錬コストが上昇するので、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｐの含有量は０．００３％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。
Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させるための元素であるが、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、旧オーステナイト粒界にＰが偏析して粒界を脆化させるため、打抜き性および伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｐの含有量は０．１００％以下とする。また、上述した観点から、Ｐの含有量は、好ましくは０．０５０％以下とし、より好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｐの含有量の下限は設けない。すなわちＰの含有量は０％であってよいが、０．００１％未満に制御するには精錬コストが上昇するので、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｐの含有量は０．００３％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。
・Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、鋼中で硫化物として存在し、Ｓの含有量が０．０１００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させることから、打抜き性、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０１００％以下とする。
なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しない。すなわちＳの含有量は０％であってよいが、０．０００１％未満に制御するには精錬コストが上昇するので、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。また、上述した観点から、Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｓの含有量は、より好ましくは０．００４０％以下とし、さらに好ましくは０．００３０％以下とする。
Ｓは、鋼中で硫化物として存在し、Ｓの含有量が０．０１００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させることから、打抜き性、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０１００％以下とする。
なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しない。すなわちＳの含有量は０％であってよいが、０．０００１％未満に制御するには精錬コストが上昇するので、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。また、上述した観点から、Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｓの含有量は、より好ましくは０．００４０％以下とし、さらに好ましくは０．００３０％以下とする。
・ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下
Ａｌは脱酸材として用いることができる。この場合、鋼中のｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ｂを添加した鋼板では、Ａｌを添加することで鋼中のＮをＡｌＮとして固定して、添加したＢを強度上昇に有効な固溶Ｂとして利用することが可能になる。また、Ａｌは焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの体積率を増加させる作用も有する。生成した残留オーステナイトは延性を向上させる効果がある。ＮをＡｌＮとして固定する作用を得るためには、ｓｏｌ．Ａｌは０．０２％以上含有させることが好ましい。また、延性を向上させる効果を得る観点から、ｓｏｌ．Ａｌは０．０５％以上含有させるのがさらに好ましい。
一方、ｓｏｌ．Ａｌの含有量が１．００％を超えると不めっきが発生するので、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は１．００％以下とする。また、上述した観点から、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、好ましくは０．１０％以下とし、より好ましくは０．０８％以下とする。
Ａｌは脱酸材として用いることができる。この場合、鋼中のｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ｂを添加した鋼板では、Ａｌを添加することで鋼中のＮをＡｌＮとして固定して、添加したＢを強度上昇に有効な固溶Ｂとして利用することが可能になる。また、Ａｌは焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの体積率を増加させる作用も有する。生成した残留オーステナイトは延性を向上させる効果がある。ＮをＡｌＮとして固定する作用を得るためには、ｓｏｌ．Ａｌは０．０２％以上含有させることが好ましい。また、延性を向上させる効果を得る観点から、ｓｏｌ．Ａｌは０．０５％以上含有させるのがさらに好ましい。
一方、ｓｏｌ．Ａｌの含有量が１．００％を超えると不めっきが発生するので、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は１．００％以下とする。また、上述した観点から、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、好ましくは０．１０％以下とし、より好ましくは０．０８％以下とする。
・Ｎ：０．０２００％以下
Ｎは、鋼中で窒化物として存在し、含有量が０．０２００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させることから、打抜き性、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｎの含有量は、好ましくは０．００８０％以下とする。
Ｎの含有量の下限は設けない。すなわちＮの含有量は０％であってよいが、０．０００５％未満に制御するには精錬コストが上昇するので、生産技術上の制約の点からも、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｎの含有量は、より好ましくは０．０００７％以上とし、さらに好ましくは０．００１０％以上とする。
Ｎは、鋼中で窒化物として存在し、含有量が０．０２００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させることから、打抜き性、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｎの含有量は、好ましくは０．００８０％以下とする。
Ｎの含有量の下限は設けない。すなわちＮの含有量は０％であってよいが、０．０００５％未満に制御するには精錬コストが上昇するので、生産技術上の制約の点からも、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｎの含有量は、より好ましくは０．０００７％以上とし、さらに好ましくは０．００１０％以上とする。
・Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで、焼入れ性を向上することができる元素である。Ｂを鋼中に添加することで、焼鈍冷却時のフェライトの生成および粒成長を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが必要である。
一方、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると、鋼板表面に窒化物が多量に形成され、めっき密着性が悪化し、めっき剥離起因の外観不良が生じるようになる。
したがって、Ｂの含有量は０．０００１％以上０．００５０％以下とする。また、上述した観点から、Ｂの含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。同様に上述した観点から、Ｂの含有量は、好ましくは０．００３０％以下とする。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで、焼入れ性を向上することができる元素である。Ｂを鋼中に添加することで、焼鈍冷却時のフェライトの生成および粒成長を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが必要である。
一方、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると、鋼板表面に窒化物が多量に形成され、めっき密着性が悪化し、めっき剥離起因の外観不良が生じるようになる。
したがって、Ｂの含有量は０．０００１％以上０．００５０％以下とする。また、上述した観点から、Ｂの含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。同様に上述した観点から、Ｂの含有量は、好ましくは０．００３０％以下とする。
・［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］：２．５０以上
［％Ｍｎ］は鋼板のＭｎの含有量（質量％）であり、［％Ｓｉ］は鋼板のＳｉの含有量（質量％）である。
［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］を２．５０以上とすることで、Ｓｉ単体の酸化物の形成が抑制され、不めっきが抑制されるとともに、本発明の焼鈍方法ではＭｎ，Ｂ複合酸化物が形成することによって、さらに不めっきの抑制が可能となる。したがって、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］は２．５０以上とする。また、不めっきを抑制する観点から［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］は、好ましくは４．０以上であり、より好ましくは６．００以上であり、さらに好ましくは１２．００以上である。
特に、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］を１２．００以上にすることで、Ｍｎ，Ｂ複合酸化物の形成が促進され、本発明の焼鈍方法で不めっきの原因となるＢの窒化物の形成をより効果的に抑制することができる。さらに、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］を１４．００以上にすることで、Ｍｎ，Ｂ複合酸化物の形成が特に顕著に促進され、不めっきの予兆となる微小なムラも抑制することができる。そのため、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］を１４．００以上とすることがさらにより好ましい。
上限は特に限定されないが、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］は２００．００以下としてよく、１５０．００以下としてもよい。
［％Ｍｎ］は鋼板のＭｎの含有量（質量％）であり、［％Ｓｉ］は鋼板のＳｉの含有量（質量％）である。
［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］を２．５０以上とすることで、Ｓｉ単体の酸化物の形成が抑制され、不めっきが抑制されるとともに、本発明の焼鈍方法ではＭｎ，Ｂ複合酸化物が形成することによって、さらに不めっきの抑制が可能となる。したがって、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］は２．５０以上とする。また、不めっきを抑制する観点から［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］は、好ましくは４．０以上であり、より好ましくは６．００以上であり、さらに好ましくは１２．００以上である。
特に、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］を１２．００以上にすることで、Ｍｎ，Ｂ複合酸化物の形成が促進され、本発明の焼鈍方法で不めっきの原因となるＢの窒化物の形成をより効果的に抑制することができる。さらに、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］を１４．００以上にすることで、Ｍｎ，Ｂ複合酸化物の形成が特に顕著に促進され、不めっきの予兆となる微小なムラも抑制することができる。そのため、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］を１４．００以上とすることがさらにより好ましい。
上限は特に限定されないが、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］は２００．００以下としてよく、１５０．００以下としてもよい。
・任意添加元素
本発明で用いる鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに任意成分として、質量％で、Ｃｒ：１．００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｍｏ：２．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：０．５００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｚｎ：０．１００％以下、Ｃｏ：０．２００％以下、Ｚｒ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｔｅ：０．１０％以下、Ａｓ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２０％以下、Ｐｂ：０．２０％以下、Ｇｅ：０．１０％以下、Ｓｒ：０．１０％以下、Ｃｓ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下のなかから選ばれる１種以上を含有することができる。すなわち、上記各元素は、必要に応じて添加される任意添加元素であり、０％であっても本発明の効果は得られるので、上記各元素の含有量は０％であってもよい。
本発明で用いる鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに任意成分として、質量％で、Ｃｒ：１．００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｍｏ：２．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：０．５００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｚｎ：０．１００％以下、Ｃｏ：０．２００％以下、Ｚｒ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｔｅ：０．１０％以下、Ａｓ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２０％以下、Ｐｂ：０．２０％以下、Ｇｅ：０．１０％以下、Ｓｒ：０．１０％以下、Ｃｓ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下のなかから選ばれる１種以上を含有することができる。すなわち、上記各元素は、必要に応じて添加される任意添加元素であり、０％であっても本発明の効果は得られるので、上記各元素の含有量は０％であってもよい。
・Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、焼入れ性を大きくする元素であり、所望の量の焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを生成させて、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得るために有効な元素である。
しかしながら、Ｃｒの含有量が１．００％を超えると、めっき外観品質が劣化するとともに、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、フェライトやベイナイトの面積率が減少して、成形時の寸法精度が低下する。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒの含有量は１．００％以下とする。また、めっき外観品質を向上させる観点から、Ｃｒの含有量は０．７５％以下とすることが好ましい。また、Ｃｒによる焼入れ性向上の効果を得るために、Ｃｒの含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｒの含有量は０．０３％以上とすることがより好ましく、０．０４％以上とすることがさらに好ましい。
Ｃｒは、焼入れ性を大きくする元素であり、所望の量の焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを生成させて、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得るために有効な元素である。
しかしながら、Ｃｒの含有量が１．００％を超えると、めっき外観品質が劣化するとともに、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、フェライトやベイナイトの面積率が減少して、成形時の寸法精度が低下する。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒの含有量は１．００％以下とする。また、めっき外観品質を向上させる観点から、Ｃｒの含有量は０．７５％以下とすることが好ましい。また、Ｃｒによる焼入れ性向上の効果を得るために、Ｃｒの含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｒの含有量は０．０３％以上とすることがより好ましく、０．０４％以上とすることがさらに好ましい。
・Ｔｉ：０．２００％以下
Ｔｉは、熱間圧延時または焼鈍時に微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。
しかしながら、Ｔｉの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｔｉの含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
Ｔｉは、熱間圧延時または焼鈍時に微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。
しかしながら、Ｔｉの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｔｉの含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
・Ｎｂ：０．２００％以下
Ｎｂも、熱間圧延時または焼鈍時に微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。
しかしながら、Ｎｂの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｎｂの含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｎｂの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
Ｎｂも、熱間圧延時または焼鈍時に微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。
しかしながら、Ｎｂの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｎｂの含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｎｂの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
・Ｖ：０．２００％以下
Ｖも、熱間圧延時または焼鈍時に微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。
しかしながら、Ｖの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｖを含有する場合、Ｖの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｖの含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｖの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
Ｖも、熱間圧延時または焼鈍時に微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。
しかしながら、Ｖの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｖを含有する場合、Ｖの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｖの含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｖの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
・Ｍｏ：２．０００％以下
Ｍｏは、焼入れ性を大きくする元素であり、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより高め、かつ成形時の寸法精度をより向上させるために有効な元素である。
しかしながら、Ｍｏの含有量が２．０００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難となり、また成形時の寸法精度が低下する。さらに、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏの含有量は２．０００％以下とする。また、上述した観点から、Ｍｏの含有量は０．５００％以下とすることが好ましい。Ｍｏの含有量は０．４００％以下とすることがより好ましく、０．２５０％以下とすることがさらに好ましい。
また、上記の効果を得るために、Ｍｏの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０２０％以上とすることがより好ましい。Ｍｏの含有量は０．０５０％以上とすることがさらに好ましく、０．０８０％以上とすることがさらにより好ましい。
Ｍｏは、焼入れ性を大きくする元素であり、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより高め、かつ成形時の寸法精度をより向上させるために有効な元素である。
しかしながら、Ｍｏの含有量が２．０００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難となり、また成形時の寸法精度が低下する。さらに、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏの含有量は２．０００％以下とする。また、上述した観点から、Ｍｏの含有量は０．５００％以下とすることが好ましい。Ｍｏの含有量は０．４００％以下とすることがより好ましく、０．２５０％以下とすることがさらに好ましい。
また、上記の効果を得るために、Ｍｏの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０２０％以上とすることがより好ましい。Ｍｏの含有量は０．０５０％以上とすることがさらに好ましく、０．０８０％以上とすることがさらにより好ましい。
・Ｃｕ：１．０００％以下
Ｃｕは、焼入れ性を大きくする元素であり、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより高め、かつ成形時の寸法精度をより向上させるために有効な元素である。
しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得ることが困難になる。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕの含有量は１．０００％以下とする。また、上述した観点から、Ｃｕの含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｃｕの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０２０％以上とすることがより好ましい。Ｃｕの含有量は０．０４０％以上とすることがさらに好ましく、０．０６０％以上とすることがさらにより好ましい。
Ｃｕは、焼入れ性を大きくする元素であり、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより高め、かつ成形時の寸法精度をより向上させるために有効な元素である。
しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得ることが困難になる。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕの含有量は１．０００％以下とする。また、上述した観点から、Ｃｕの含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｃｕの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０２０％以上とすることがより好ましい。Ｃｕの含有量は０．０４０％以上とすることがさらに好ましく、０．０６０％以上とすることがさらにより好ましい。
・Ｎｉ：０．５００％以下
Ｎｉは、焼入れ性を大きくする元素であり、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより高め、かつ成形時の寸法精度をより向上させるために有効な元素である。
しかしながら、Ｎｉの含有量が０．５００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳおよび成形時の寸法精度が低下する。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉの含有量は０．５００％以下とする。また、上述した観点から、Ｎｉの含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｎｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０２０％以上とすることがより好ましい。
Ｎｉは、焼入れ性を大きくする元素であり、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより高め、かつ成形時の寸法精度をより向上させるために有効な元素である。
しかしながら、Ｎｉの含有量が０．５００％を超えると、焼入れマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳおよび成形時の寸法精度が低下する。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉの含有量は０．５００％以下とする。また、上述した観点から、Ｎｉの含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｎｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０２０％以上とすることがより好ましい。
・Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは、焼鈍中の母材鋼板表面の酸化を抑制し、より良好なめっき性を得るために有効な元素である。
しかしながら、Ｓｎの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、母材鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｓｎの含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。Ｓｎの含有量は０．０４０％以下とすることがより好ましく、０．０２５％以下とすることがさらに好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
Ｓｎは、焼鈍中の母材鋼板表面の酸化を抑制し、より良好なめっき性を得るために有効な元素である。
しかしながら、Ｓｎの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、母材鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｓｎの含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。Ｓｎの含有量は０．０４０％以下とすることがより好ましく、０．０２５％以下とすることがさらに好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
・Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂは窒化抑制元素として知られる元素である。Ｓｂを添加することにより、５００℃以上７５０℃以下の温度域での鋼板へのラジカル窒素の吸着あるいは浸入を抑制し、灰点欠陥および黒点欠陥の発生要因となるＢの窒化物の生成を抑制することできる。
しかしながら、Ｓｂの含有量が０．２００％を超えると、熱間圧延時のスラブ割れが発生するようになる。したがって、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｓｂの含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｓｂの含有量は０．０８０％以下とすることがより好ましく、０．０５０％以下とすることがさらに好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｓｂの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．００７％以上とすることがより好ましい。
Ｓｂは窒化抑制元素として知られる元素である。Ｓｂを添加することにより、５００℃以上７５０℃以下の温度域での鋼板へのラジカル窒素の吸着あるいは浸入を抑制し、灰点欠陥および黒点欠陥の発生要因となるＢの窒化物の生成を抑制することできる。
しかしながら、Ｓｂの含有量が０．２００％を超えると、熱間圧延時のスラブ割れが発生するようになる。したがって、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｓｂの含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｓｂの含有量は０．０８０％以下とすることがより好ましく、０．０５０％以下とすることがさらに好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｓｂの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．００７％以上とすることがより好ましい。
・Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させるために有効な元素である。
しかしながら、Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇの含有量は０．０１００％以下とする。また、上述した観点から、Ｍｇの含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｍｇの含有量は０．００４０％以下とすることがより好ましく、０．００２５％以下とすることがさらに好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させるために有効な元素である。
しかしながら、Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇの含有量は０．０１００％以下とする。また、上述した観点から、Ｍｇの含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｍｇの含有量は０．００４０％以下とすることがより好ましく、０．００２５％以下とすることがさらに好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
・Ｃａ：０．０１００％以下
Ｃａは、母材鋼板中に介在物として存在する。Ｃａの含有量が０．０１００％を超えると、母材鋼板中に拡散性水素を含有する場合、上記介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｃａを含有する場合、Ｃａの含有量は０．０１００％以下とする。また、上述した観点から、Ｃａの含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。
なお、Ｃａの含有量の下限は０．００００％であってもよいが、生産技術上の制約から、Ｃａの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｃａの含有量は０．０００２％以上とすることがより好ましく、０．０００３％以上とすることがさらに好ましい。
Ｃａは、母材鋼板中に介在物として存在する。Ｃａの含有量が０．０１００％を超えると、母材鋼板中に拡散性水素を含有する場合、上記介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｃａを含有する場合、Ｃａの含有量は０．０１００％以下とする。また、上述した観点から、Ｃａの含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。
なお、Ｃａの含有量の下限は０．００００％であってもよいが、生産技術上の制約から、Ｃａの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｃａの含有量は０．０００２％以上とすることがより好ましく、０．０００３％以上とすることがさらに好ましい。
・Ｚｎ：０．１００％以下
Ｚｎは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有効な元素である。
しかしながら、Ｚｎの含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎの含有量は０．１００％以下とする。また、上述した観点から、Ｚｎの含有量は０．０２０％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下とすることがより好ましい。
また、上記の効果を得るために、Ｚｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。Ｚｎの含有量は０．００３％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。
Ｚｎは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有効な元素である。
しかしながら、Ｚｎの含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎの含有量は０．１００％以下とする。また、上述した観点から、Ｚｎの含有量は０．０２０％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下とすることがより好ましい。
また、上記の効果を得るために、Ｚｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。Ｚｎの含有量は０．００３％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。
・Ｃｏ：０．２００％以下
Ｃｏも、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｃｏの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
Ｃｏも、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｃｏの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
・Ｚｒ：０．２００％以下
Ｚｒも、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｚｒの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｚｒの含有量は０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下とすることがより好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｚｒの含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
Ｚｒも、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｚｒの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒの含有量は０．２００％以下とする。また、上述した観点から、Ｚｒの含有量は０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下とすることがより好ましい。また、上記の効果を得るために、Ｚｒの含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
・Ｔａ：０．１０％以下
Ｔａは、母材鋼板の強度を高めるのに有効な元素であり、必要に応じて含有させることができる。Ｔａは、０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られるため、Ｔａの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｔａの含有量は、０．０２％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好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｔａを含有する場合、Ｔａの含有量は０．１０％以下とする。
Ｔａは、母材鋼板の強度を高めるのに有効な元素であり、必要に応じて含有させることができる。Ｔａは、０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られるため、Ｔａの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｔａの含有量は、０．０２％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好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｔａを含有する場合、Ｔａの含有量は０．１０％以下とする。
・Ｔｅ：０．１０％以下
Ｔｅは、０．００１％以上含有することで硫化物の形態を制御し、延性、靭性を向上させることができるため、Ｔｅの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｅの含有量は、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０３％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｔｅを含有する場合、Ｔｅの含有量は０．１０％以下とする。
Ｔｅは、０．００１％以上含有することで硫化物の形態を制御し、延性、靭性を向上させることができるため、Ｔｅの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｅの含有量は、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０３％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｔｅを含有する場合、Ｔｅの含有量は０．１０％以下とする。
・Ａｓ：０．１０％以下
Ａｓは、０．００１％以上含有することで硫化物の形態を制御し、延性、靭性を向上させることができるため、Ａｓの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ａｓの含有量は、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０４％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ａｓを含有する場合、Ａｓの含有量は０．１０％以下とする。
Ａｓは、０．００１％以上含有することで硫化物の形態を制御し、延性、靭性を向上させることができるため、Ａｓの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ａｓの含有量は、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０４％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ａｓを含有する場合、Ａｓの含有量は０．１０％以下とする。
・Ｈｆ：０．１０％以下
Ｈｆは、０．０１％以上含有することで硫化物の形態を制御し、延性、靭性を向上させることができるため、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｈｆの含有量は、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０４％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｈｆを含有する場合、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とする。
Ｈｆは、０．０１％以上含有することで硫化物の形態を制御し、延性、靭性を向上させることができるため、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｈｆの含有量は、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０４％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｈｆを含有する場合、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とする。
・Ｂｉ：０．２０％以下
Ｂｉは、０．００１％以上含有することで粒界偏析を抑制し、延性、靭性を向上させることができる。また、Ｂｉには、切削性を向上させて切断端面の平滑度を向上させる効果があり、切断面の耐遅れ破壊特性を向上させる作用がある。これらより、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｂｉの含有量は、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０４％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉの含有量は０．２０％以下とする。Ｂｉの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。
Ｂｉは、０．００１％以上含有することで粒界偏析を抑制し、延性、靭性を向上させることができる。また、Ｂｉには、切削性を向上させて切断端面の平滑度を向上させる効果があり、切断面の耐遅れ破壊特性を向上させる作用がある。これらより、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｂｉの含有量は、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０４％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉの含有量は０．２０％以下とする。Ｂｉの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。
・Ｐｂ：０．２０％以下
Ｐｂは、０．００１％以上含有することで粒界偏析を抑制し、延性、靭性を向上させることができる。また、Ｐｂには、切削性を向上させて切断端面の平滑度を向上させる効果があり、切断面の耐遅れ破壊特性を向上させる作用がある。これらより、Ｐｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｐｂの含有量は、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０４％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｐｂを含有する場合、Ｐｂの含有量は０．２０％以下とする。Ｐｂの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。
Ｐｂは、０．００１％以上含有することで粒界偏析を抑制し、延性、靭性を向上させることができる。また、Ｐｂには、切削性を向上させて切断端面の平滑度を向上させる効果があり、切断面の耐遅れ破壊特性を向上させる作用がある。これらより、Ｐｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｐｂの含有量は、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０４％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｐｂを含有する場合、Ｐｂの含有量は０．２０％以下とする。Ｐｂの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。
・Ｇｅ：０．１０％以下
Ｇｅは０．００１％以上含有していても、機械的特性や表面品質に大きく影響しないため、Ｇｅの含有量は０．００１％以上としてよい。Ｇｅの含有量は、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０２％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｇｅを含有する場合、Ｇｅの含有量は０．１０％以下とする。
Ｇｅは０．００１％以上含有していても、機械的特性や表面品質に大きく影響しないため、Ｇｅの含有量は０．００１％以上としてよい。Ｇｅの含有量は、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０２％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｇｅを含有する場合、Ｇｅの含有量は０．１０％以下とする。
・Ｓｒ：０．１０％以下
Ｓｒは０．００１％以上含有していても、機械的特性や表面品質に大きく影響しないため、Ｓｒの含有量は０．００１％以上としてよい。Ｓｒの含有量は、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０２％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｓｒを含有する場合、Ｓｒの含有量は０．１０％以下とする。
Ｓｒは０．００１％以上含有していても、機械的特性や表面品質に大きく影響しないため、Ｓｒの含有量は０．００１％以上としてよい。Ｓｒの含有量は、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０２％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｓｒを含有する場合、Ｓｒの含有量は０．１０％以下とする。
・Ｃｓ：０．１０％以下
Ｃｓは０．００１％以上含有していても、機械的特性や表面品質に大きく影響しないため、Ｃｓの含有量は０．００１％以上としてよい。Ｃｓの含有量は、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０３％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｃｓを含有する場合、Ｃｓ含有量は０．１０％以下とする。
Ｃｓは０．００１％以上含有していても、機械的特性や表面品質に大きく影響しないため、Ｃｓの含有量は０．００１％以上としてよい。Ｃｓの含有量は、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０３％以上とすることがさらに好ましい。
一方、コストアップを防ぐ観点から、Ｃｓを含有する場合、Ｃｓ含有量は０．１０％以下とする。
・ＲＥＭ：０．０１００％以下
ＲＥＭは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有効な元素である。しかし、ＲＥＭの含有量が合計で０．０１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、ＲＥＭを含有する場合、その含有量は合計で０．０１００％以下とする。また、上述した観点から、ＲＥＭの含有量は合計で０．００８０％以下とすることが好ましい。
また、上記の効果を得るために、ＲＥＭの含有量は合計で０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。ＲＥＭの含有量は、０．００１０％以上とすることがより好ましく、０．００１５％以上とすることがさらに好ましい。
なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、および原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドの元素のことを指す。本発明におけるＲＥＭの含有量とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
ＲＥＭとしては、特に限定されないが、Ｌａおよび／またはＣｅであることが好ましい。
ＲＥＭは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有効な元素である。しかし、ＲＥＭの含有量が合計で０．０１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、その析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、ＲＥＭを含有する場合、その含有量は合計で０．０１００％以下とする。また、上述した観点から、ＲＥＭの含有量は合計で０．００８０％以下とすることが好ましい。
また、上記の効果を得るために、ＲＥＭの含有量は合計で０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。ＲＥＭの含有量は、０．００１０％以上とすることがより好ましく、０．００１５％以上とすることがさらに好ましい。
なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、および原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドの元素のことを指す。本発明におけるＲＥＭの含有量とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
ＲＥＭとしては、特に限定されないが、Ｌａおよび／またはＣｅであることが好ましい。
上述した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
［合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法］
次に、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の製造条件について説明する。
本発明の製造方法では、上記成分組成を有する鋼板（冷延鋼板）を、例えば、連続溶融亜鉛めっき設備に導入し、同設備で連続焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを行い、さらに合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
一般に、連続溶融亜鉛めっき設備は、焼鈍炉と、この焼鈍炉の下流側に位置する溶融亜鉛めっき装置などで構成され、この溶融亜鉛めっき装置は、溶融亜鉛めっき浴と、焼鈍炉の鋼帯出側に連結し、先端部が溶融亜鉛めっき浴に浸漬されたスナウトを備える。このような連続溶融亜鉛めっき設備としては、加熱、冷却、溶融亜鉛めっき、および溶融亜鉛めっきの合金化処理を含む一連の処理を連続的に行えるよう構成された、一般的な連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を適用することができる。具体的な焼鈍条件は以下の通りである。なお、焼鈍の回数は特に限定されないが、製造コストの観点から、好ましくは一回（一回焼鈍法）である。
次に、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の製造条件について説明する。
本発明の製造方法では、上記成分組成を有する鋼板（冷延鋼板）を、例えば、連続溶融亜鉛めっき設備に導入し、同設備で連続焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを行い、さらに合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
一般に、連続溶融亜鉛めっき設備は、焼鈍炉と、この焼鈍炉の下流側に位置する溶融亜鉛めっき装置などで構成され、この溶融亜鉛めっき装置は、溶融亜鉛めっき浴と、焼鈍炉の鋼帯出側に連結し、先端部が溶融亜鉛めっき浴に浸漬されたスナウトを備える。このような連続溶融亜鉛めっき設備としては、加熱、冷却、溶融亜鉛めっき、および溶融亜鉛めっきの合金化処理を含む一連の処理を連続的に行えるよう構成された、一般的な連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を適用することができる。具体的な焼鈍条件は以下の通りである。なお、焼鈍の回数は特に限定されないが、製造コストの観点から、好ましくは一回（一回焼鈍法）である。
本発明の解決課題であるめっき凹凸に起因する黒色の斑状模様の表面外観の発生は、母材鋼板にＢが添加され、かつめっき前の焼鈍時の露点が低い場合に特有の現象であり、従来では課題認識がされておらず、本発明者らによって新たに見出された課題である。さきに述べたように、このような表面欠陥の発生が抑えられ、良好な表面外観（めっき外観）を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造すべく、本発明者らが鋭意検討を重ねた結果、以下のような知見を得た。
（１）焼鈍工程の条件を種々改良した関連技術の方法では、Ｂの窒化物形成を完全には抑制できていないことが分かった。さらに、めっきの凹凸は、残存したＢの窒化物が母材鋼板と溶融亜鉛の合金化反応を阻害することによる合金化ムラが原因であることが判った。
（２）Ｂの窒化物は、雰囲気中のアンモニアから生成したラジカル窒素（Ｎ）が主に加熱工程で鋼板に吸着もしくは浸入し、その後、酸素ポテンシャルの低い雰囲気において加熱もしくは均熱される工程で鋼中のＢと反応することで形成する。従来の検討では、アンモニア生成の触媒として作用する酸化鉄および酸化鉄が還元された純鉄の形成を抑制することで、アンモニアの生成を抑制しＢの窒化物形成を抑制したが、めっきの凹凸を抑制するには効果が不十分であった。そこで、本発明者らはさらにＢの窒化物形成を抑制するため、アンモニアの制御に加え鋼中のＢの表面拡散を抑制することを試みた。
（１）焼鈍工程の条件を種々改良した関連技術の方法では、Ｂの窒化物形成を完全には抑制できていないことが分かった。さらに、めっきの凹凸は、残存したＢの窒化物が母材鋼板と溶融亜鉛の合金化反応を阻害することによる合金化ムラが原因であることが判った。
（２）Ｂの窒化物は、雰囲気中のアンモニアから生成したラジカル窒素（Ｎ）が主に加熱工程で鋼板に吸着もしくは浸入し、その後、酸素ポテンシャルの低い雰囲気において加熱もしくは均熱される工程で鋼中のＢと反応することで形成する。従来の検討では、アンモニア生成の触媒として作用する酸化鉄および酸化鉄が還元された純鉄の形成を抑制することで、アンモニアの生成を抑制しＢの窒化物形成を抑制したが、めっきの凹凸を抑制するには効果が不十分であった。そこで、本発明者らはさらにＢの窒化物形成を抑制するため、アンモニアの制御に加え鋼中のＢの表面拡散を抑制することを試みた。
（３）Ｂの表面拡散を抑制する方法として、Ｂが鋼板表面に拡散するまでの距離を増やすこと検討した。具体的には、従来の検討では実施していなかった母材鋼板表面の酸化処理により表層に酸化鉄層を形成させたのち、還元焼鈍を行うことでＢが欠乏した還元鉄層を形成させることを検討し、その結果、還元鉄層がＢの拡散を抑制し、Ｂの窒化物形成をさらに抑制可能なことを突き止めた。
（４）以上を踏まえ、本発明者らは、還元焼鈍時にＢの欠乏層が鋼板表層に存在することがＢの窒化物形成を抑制し、外観良好なめっきを得るために重要な要件であることを突き止めた。さらに、このＢの欠乏層は溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行ったあとの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対し、めっき層表面から母材鋼板内部に至るまでの厚さ方向のＧＤＳ分析（めっき貫通ＧＤＳ分析）を行うことでその形成有無を判別できることが分かった。したがって、酸化処理および還元処理によりＢの欠乏層を形成させ、これとアンモニアの制御によりＢの表面拡散および窒化物形成を抑制し、鋼板と溶融亜鉛の合金化ムラを抑制することで、凹凸が小さく斑状模様がない美麗なめっき外観を得られることが分かった。
このため、本発明では、上記（４）の作用が得られるように最適化された一連の条件で連続焼鈍を行うものであり、その最適化された一連の焼鈍条件が本発明において重要な要件となる。
以上の知見に基づいた本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する冷延鋼板を連続焼鈍したのち、冷延鋼板に対して溶融亜鉛めっきを施し、その後合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、連続焼鈍は、酸化処理工程と還元焼鈍工程とを含み、酸化処理工程では、Ｎ２、１０００体積ｐｐｍ以上のＯ２および不可避的不純物からなる雰囲気中で、鋼板を５００℃以上７００℃以下まで加熱し、酸化処理工程後、続く還元焼鈍工程では、３００℃以上５００℃以下の温度域を、Ｈ２：３体積％以上を含み、露点：－２０℃以下、Ｏ２：５００体積ｐｐｍ以下の雰囲気として鋼板を加熱し、該加熱後、５００℃以上７５０℃以下の温度域を、Ｈ２：５体積％以上を含み、露点：－４０℃以下の雰囲気として平均加熱速度：１℃／ｓ以上で鋼板を加熱し、該加熱後、７５０℃以上９５０℃以下の温度で、Ｈ２：５体積％以上を含み、露点：－５５℃以上－４０℃以下の雰囲気として保持時間：２０秒以上３００秒以下で鋼板を均熱処理する。
（連続焼鈍）
＜酸化処理工程＞
本発明の連続焼鈍の酸化処理工程では、まず、例えば、加熱帯の前段で、Ｎ２、１０００体積ｐｐｍ以上のＯ２および不可避的不純物からなる雰囲気中で鋼板を５００℃以上７００℃以下まで加熱し酸化する。
＜酸化処理工程＞
本発明の連続焼鈍の酸化処理工程では、まず、例えば、加熱帯の前段で、Ｎ２、１０００体積ｐｐｍ以上のＯ２および不可避的不純物からなる雰囲気中で鋼板を５００℃以上７００℃以下まで加熱し酸化する。
・Ｏ２：１０００体積ｐｐｍ以上
・加熱温度：５００℃以上７００℃以下
Ｏ２の濃度が１０００体積ｐｐｍより小さい場合、鋼板表面が十分に酸化されずＢＮの形成抑制に重要なＢ欠乏層の形成が不十分となる。よって、Ｏ２の濃度は、１０００体積ｐｐｍ以上である。ＢＮ形成抑制の観点から、Ｏ２の濃度は、好ましくは１２００体積ｐｐｍ以上である。
Ｏ２の濃度に上限はないが、続く還元焼鈍で鋼板表面を還元するのが難しくなることから、Ｏ２の濃度は、好ましくは５０００体積ｐｐｍ以下である。
また、酸化処理工程では、鋼板を５００℃以上７００℃以下まで加熱する。酸化中の温度（酸化処理での加熱温度）が５００℃より低い場合、鋼板表面が十分に酸化されずＢＮの形成抑制に重要なＢ欠乏層の形成が不十分となる。よって、酸化中の温度（酸化処理での加熱温度）は、５００℃以上である。ＢＮ形成抑制の観点から、酸化中の温度は、好ましくは５５０℃以上である。
一方、酸化中の温度が７００℃より高い場合、鋼板の酸化が過剰となり続く還元焼鈍で還元が完了せず、酸化物が剥離し、ロールに付着するピックアップという現象を引き起こす。ロールにピックアップが生じると、鋼板に押し疵が生じ、亜鉛めっき鋼板の外観を大きく阻害する。よって、酸化中の温度（酸化処理での加熱温度）は、７００℃以下である。
・加熱温度：５００℃以上７００℃以下
Ｏ２の濃度が１０００体積ｐｐｍより小さい場合、鋼板表面が十分に酸化されずＢＮの形成抑制に重要なＢ欠乏層の形成が不十分となる。よって、Ｏ２の濃度は、１０００体積ｐｐｍ以上である。ＢＮ形成抑制の観点から、Ｏ２の濃度は、好ましくは１２００体積ｐｐｍ以上である。
Ｏ２の濃度に上限はないが、続く還元焼鈍で鋼板表面を還元するのが難しくなることから、Ｏ２の濃度は、好ましくは５０００体積ｐｐｍ以下である。
また、酸化処理工程では、鋼板を５００℃以上７００℃以下まで加熱する。酸化中の温度（酸化処理での加熱温度）が５００℃より低い場合、鋼板表面が十分に酸化されずＢＮの形成抑制に重要なＢ欠乏層の形成が不十分となる。よって、酸化中の温度（酸化処理での加熱温度）は、５００℃以上である。ＢＮ形成抑制の観点から、酸化中の温度は、好ましくは５５０℃以上である。
一方、酸化中の温度が７００℃より高い場合、鋼板の酸化が過剰となり続く還元焼鈍で還元が完了せず、酸化物が剥離し、ロールに付着するピックアップという現象を引き起こす。ロールにピックアップが生じると、鋼板に押し疵が生じ、亜鉛めっき鋼板の外観を大きく阻害する。よって、酸化中の温度（酸化処理での加熱温度）は、７００℃以下である。
Ｏ２以外の残部は、Ｎ２および不可避的不純物からなる。
＜還元焼鈍工程＞
続いて、還元焼鈍工程では、まず、３００℃以上５００℃以下の温度域を、Ｈ２：３体積％以上を含み、露点：－２０℃以下、Ｏ２：５００体積ｐｐｍ以下の雰囲気として鋼板を加熱する。この温度域では、Ｆｅの還元雰囲気とすることでアンモニア生成の触媒となる酸化鉄の生成を抑制し、Ｂの窒化物形成の要因となるアンモニアの生成（特に５００℃以上の温度域で顕著になるアンモニアの生成）を抑制する。
続いて、還元焼鈍工程では、まず、３００℃以上５００℃以下の温度域を、Ｈ２：３体積％以上を含み、露点：－２０℃以下、Ｏ２：５００体積ｐｐｍ以下の雰囲気として鋼板を加熱する。この温度域では、Ｆｅの還元雰囲気とすることでアンモニア生成の触媒となる酸化鉄の生成を抑制し、Ｂの窒化物形成の要因となるアンモニアの生成（特に５００℃以上の温度域で顕著になるアンモニアの生成）を抑制する。
・雰囲気の水素濃度（Ｈ２濃度）：３体積％以上
水素は還元性ガスであるため、焼鈍時の鋼板表面の酸化を抑制することが可能である。酸化抑制効果を十分に得るため、雰囲気の水素濃度は３体積％以上とし、好ましくは５体積％以上とする。水素濃度の上限は特に限定しないが、コスト上昇抑制の観点から、水素濃度は３０体積％以下とすることが好ましい。
水素は還元性ガスであるため、焼鈍時の鋼板表面の酸化を抑制することが可能である。酸化抑制効果を十分に得るため、雰囲気の水素濃度は３体積％以上とし、好ましくは５体積％以上とする。水素濃度の上限は特に限定しないが、コスト上昇抑制の観点から、水素濃度は３０体積％以下とすることが好ましい。
・雰囲気の露点：－２０℃以下
３００～５００℃の低温域では、露点を－１０℃以下とすることで鉄を還元することが可能である。ここで、十分に鉄を還元できなかった場合、残存した酸化鉄が５００℃以上の温度域で触媒として働きアンモニアの生成を促進する。本発明では先に母材鋼板の酸化処理を行っており、鉄の還元効果を十分に得るために、雰囲気の露点は－２０℃以下とする。また、酸化鉄の生成抑制効果をさらに得るため、好ましくは－２５℃とし、より好ましくは－４０℃以下とする。
ここでの雰囲気の露点は、製造コストを低減する観点から、－７０℃以上とすることが好ましく、－６０℃以上とすることがより好ましい。
３００～５００℃の低温域では、露点を－１０℃以下とすることで鉄を還元することが可能である。ここで、十分に鉄を還元できなかった場合、残存した酸化鉄が５００℃以上の温度域で触媒として働きアンモニアの生成を促進する。本発明では先に母材鋼板の酸化処理を行っており、鉄の還元効果を十分に得るために、雰囲気の露点は－２０℃以下とする。また、酸化鉄の生成抑制効果をさらに得るため、好ましくは－２５℃とし、より好ましくは－４０℃以下とする。
ここでの雰囲気の露点は、製造コストを低減する観点から、－７０℃以上とすることが好ましく、－６０℃以上とすることがより好ましい。
・雰囲気の酸素濃度（Ｏ２濃度）：５００体積ｐｐｍ以下
焼鈍時のＦｅの酸化を抑制するため、酸素濃度を５００体積ｐｐｍ以下とし、好ましくは４００体積ｐｐｍ以下とし、より好ましくは２００体積ｐｐｍ以下とする。
雰囲気ガスの水素（Ｈ２）、Ｈ２Ｏ、酸素（Ｏ２）以外の残部はＮ２ガスと不可避的不純物とすることが好ましく、さらに、そのＮ２ガスの一部をＣＯガス、ＣＯ２ガス、Ａｒガスのうちの１種以上で置換してもよい。この場合、その置換ガスの雰囲気ガス中での割合は３０体積％以下とすることが好ましい。
ここでの雰囲気の酸素濃度は、製造コストを低減する観点から、３体積ｐｐｍ以上とすることが好ましく、１０体積ｐｐｍ以上とすることがより好ましい。
焼鈍時のＦｅの酸化を抑制するため、酸素濃度を５００体積ｐｐｍ以下とし、好ましくは４００体積ｐｐｍ以下とし、より好ましくは２００体積ｐｐｍ以下とする。
雰囲気ガスの水素（Ｈ２）、Ｈ２Ｏ、酸素（Ｏ２）以外の残部はＮ２ガスと不可避的不純物とすることが好ましく、さらに、そのＮ２ガスの一部をＣＯガス、ＣＯ２ガス、Ａｒガスのうちの１種以上で置換してもよい。この場合、その置換ガスの雰囲気ガス中での割合は３０体積％以下とすることが好ましい。
ここでの雰囲気の酸素濃度は、製造コストを低減する観点から、３体積ｐｐｍ以上とすることが好ましく、１０体積ｐｐｍ以上とすることがより好ましい。
・３００℃以上５００℃以下の温度域での平均加熱速度（好適要件）
さきに述べたように、Ｂの窒化源となるアンモニアは酸化鉄および酸化鉄が還元された純鉄を触媒として、その生成が促進される。したがって、灰点欠陥、黒点欠陥の発生を抑制する観点からは、平均加熱速度を１０℃／ｓ以下とし、Ｆｅの還元雰囲気下での焼鈍時間を十分に確保し、鋼板表面の酸化鉄を低減させることが好ましい。これにより、その後の５００℃以上の加熱温度域で極力早期にＭｎ，Ｂ酸化物を鋼板表面に形成させて鋼板表面を被覆し、加熱および均熱保持中の鋼板表層での純鉄層の露出を抑制することができる。
一方、生産性を考えると、平均加熱速度は１℃／ｓ以上であることが好ましい。また、上述した観点から、平均加熱速度は、より好ましくは２℃／ｓ以上である。また、平均加熱速度は、より好ましくは７℃／ｓ以下である。
ここで、平均加熱速度は、「（５００－３００）（℃）／３００℃から５００℃までの加熱時間（ｓ）」により得られる。
さきに述べたように、Ｂの窒化源となるアンモニアは酸化鉄および酸化鉄が還元された純鉄を触媒として、その生成が促進される。したがって、灰点欠陥、黒点欠陥の発生を抑制する観点からは、平均加熱速度を１０℃／ｓ以下とし、Ｆｅの還元雰囲気下での焼鈍時間を十分に確保し、鋼板表面の酸化鉄を低減させることが好ましい。これにより、その後の５００℃以上の加熱温度域で極力早期にＭｎ，Ｂ酸化物を鋼板表面に形成させて鋼板表面を被覆し、加熱および均熱保持中の鋼板表層での純鉄層の露出を抑制することができる。
一方、生産性を考えると、平均加熱速度は１℃／ｓ以上であることが好ましい。また、上述した観点から、平均加熱速度は、より好ましくは２℃／ｓ以上である。また、平均加熱速度は、より好ましくは７℃／ｓ以下である。
ここで、平均加熱速度は、「（５００－３００）（℃）／３００℃から５００℃までの加熱時間（ｓ）」により得られる。
連続焼鈍の還元焼鈍工程では、続く５００℃以上７５０℃以下の温度域を、Ｈ２：５体積％以上を含み、露点：－４０℃以下の雰囲気として平均加熱速度：１℃／ｓ以上で鋼板を加熱する。この温度域は、アンモニアの生成が顕著になり、鋼板へのラジカル窒素の吸着や浸入が始まる温度域であるので、アンモニアの生成とラジカル窒素の浸入を抑制し、後の均熱処理工程におけるＢの窒化物の生成を抑制する。
・雰囲気の水素濃度（Ｈ２濃度）：５体積％以上
水素は還元性ガスであるため、焼鈍時のＳｉやＭｎの酸化物の形成を抑制し、酸化物起因の不めっき欠陥を防止することが可能である。酸化物の形成抑制効果を十分に得るため、雰囲気の水素濃度は５体積％以上とし、好ましくは６体積％以上とする。水素濃度の上限は特に限定しないが、コスト上昇抑制の観点から、水素濃度は３０体積％以下とすることが好ましい。
水素は還元性ガスであるため、焼鈍時のＳｉやＭｎの酸化物の形成を抑制し、酸化物起因の不めっき欠陥を防止することが可能である。酸化物の形成抑制効果を十分に得るため、雰囲気の水素濃度は５体積％以上とし、好ましくは６体積％以上とする。水素濃度の上限は特に限定しないが、コスト上昇抑制の観点から、水素濃度は３０体積％以下とすることが好ましい。
・雰囲気の露点：－４０℃以下
露点が－４０℃よりも高いと、鋼板表面にＳｉやＭｎの酸化物が多量に形成され、酸化物起因の不めっき欠陥が生じる。加えて、新たなＦｅの酸化が生じることにより、この５００℃以上の加熱工程や７５０℃以上の均熱工程でのアンモニア生成の抑制が不十分となり、灰点欠陥、黒点欠陥の抑制が不十分になる。このため、露点は－４０℃以下とする。灰点欠陥、黒点欠陥の抑制の観点からは雰囲気の露点は－４２℃以下であることがより好ましい。
ここでの雰囲気の露点は、製造コストを低減する観点から、－７０℃以上とすることが好ましく、－６０℃以上とすることがより好ましい。
露点が－４０℃よりも高いと、鋼板表面にＳｉやＭｎの酸化物が多量に形成され、酸化物起因の不めっき欠陥が生じる。加えて、新たなＦｅの酸化が生じることにより、この５００℃以上の加熱工程や７５０℃以上の均熱工程でのアンモニア生成の抑制が不十分となり、灰点欠陥、黒点欠陥の抑制が不十分になる。このため、露点は－４０℃以下とする。灰点欠陥、黒点欠陥の抑制の観点からは雰囲気の露点は－４２℃以下であることがより好ましい。
ここでの雰囲気の露点は、製造コストを低減する観点から、－７０℃以上とすることが好ましく、－６０℃以上とすることがより好ましい。
雰囲気ガスの水素（Ｈ２）、Ｈ２Ｏ、酸素（Ｏ２）以外の残部はＮ２ガスと不可避的不純物とすることが好ましく、さらに、そのＮ２ガスの一部をＣＯガス、ＣＯ２ガス、Ａｒガスのうちの１種以上で置換してもよい。この場合、その置換ガスの雰囲気ガス中での割合は３０体積％以下とすることが好ましい。
・平均加熱速度：１℃／ｓ以上
アンモニアによる窒化反応は、５００℃以上７５０℃以下の温度範囲で生じやすい。したがって、灰点欠陥、黒点欠陥を抑制する観点からは、この温度域を速やかに加熱する必要がある。１℃／ｓ未満の平均加熱速度では、所定の温度まで昇温するのに要する時間が増大して鋼板へのラジカル窒素浸入量が増加し、後の均熱処理工程でＢの窒化物が形成するため、灰点欠陥および黒点欠陥による外観不良が生じる。このため、平均加熱速度は１℃／ｓ以上とし、好ましくは１．５℃／ｓ以上とし、さらに好ましくは５℃／ｓ以上とする。
平均加熱速度は、好ましくは５０℃／ｓ以下であり、より好ましくは３０℃／ｓ以下である。
ここで、平均加熱速度は、「（７５０－５００）（℃）／５００℃から７５０℃までの加熱時間（ｓ）」により得られる。
アンモニアによる窒化反応は、５００℃以上７５０℃以下の温度範囲で生じやすい。したがって、灰点欠陥、黒点欠陥を抑制する観点からは、この温度域を速やかに加熱する必要がある。１℃／ｓ未満の平均加熱速度では、所定の温度まで昇温するのに要する時間が増大して鋼板へのラジカル窒素浸入量が増加し、後の均熱処理工程でＢの窒化物が形成するため、灰点欠陥および黒点欠陥による外観不良が生じる。このため、平均加熱速度は１℃／ｓ以上とし、好ましくは１．５℃／ｓ以上とし、さらに好ましくは５℃／ｓ以上とする。
平均加熱速度は、好ましくは５０℃／ｓ以下であり、より好ましくは３０℃／ｓ以下である。
ここで、平均加熱速度は、「（７５０－５００）（℃）／５００℃から７５０℃までの加熱時間（ｓ）」により得られる。
連続焼鈍の還元焼鈍工程では、上記加熱後、７５０℃以上９５０℃以下の温度で、Ｈ２：５体積％以上を含み、露点：－５５℃以上－４０℃以下の雰囲気として保持時間：２０秒以上３００秒以下で鋼板を均熱処理する。
この均熱処理工程では、アンモニアおよび鋼中に浸入したラジカル窒素によるＢの窒化反応を抑制するとともに、Ｂの一部を鋼板表面もしくは鋼板内部において酸化物として固定することにより、焼鈍中のＢの鋼板表面への拡散による窒化物の生成を抑制する。これらによりＢの窒化物の生成量を抑制する。
この均熱処理工程では、アンモニアおよび鋼中に浸入したラジカル窒素によるＢの窒化反応を抑制するとともに、Ｂの一部を鋼板表面もしくは鋼板内部において酸化物として固定することにより、焼鈍中のＢの鋼板表面への拡散による窒化物の生成を抑制する。これらによりＢの窒化物の生成量を抑制する。
・雰囲気の水素濃度（Ｈ２濃度）：５体積％以上
水素は還元性ガスであるため、焼鈍時のＳｉやＭｎの酸化物の形成を抑制し、酸化物起因の不めっき欠陥を防止することが可能である。酸化物の形成抑制効果を十分に得るため、雰囲気の水素濃度は５体積％以上とし、好ましくは６体積％以上とする。水素濃度の上限は特に限定しないが、コスト上昇抑制の観点から、水素濃度は３０体積％以下とすることが好ましい。水素濃度は２０体積％以下とすることがより好ましく、１５体積％以下とすることがさらに好ましい。
水素は還元性ガスであるため、焼鈍時のＳｉやＭｎの酸化物の形成を抑制し、酸化物起因の不めっき欠陥を防止することが可能である。酸化物の形成抑制効果を十分に得るため、雰囲気の水素濃度は５体積％以上とし、好ましくは６体積％以上とする。水素濃度の上限は特に限定しないが、コスト上昇抑制の観点から、水素濃度は３０体積％以下とすることが好ましい。水素濃度は２０体積％以下とすることがより好ましく、１５体積％以下とすることがさらに好ましい。
・雰囲気の露点：－５５℃以上－４０℃以下
露点が－４０℃よりも高いと、鋼板表面にＳｉやＭｎの酸化物が多量に形成され、酸化物起因の不めっき欠陥が生じる。
一方、露点が－５５℃未満では、Ｂの一部を酸化物として固定し、焼鈍中のＢの鋼板表面への拡散による窒化物の生成を抑制する作用が十分に得られなくなる。また、焼鈍雰囲気の酸素ポテンシャルが低くかつ窒素ポテンシャルが高くなることで窒化物の形成が安定となり、鋼板表面におけるＢの窒化物形成が促進される。それらの結果、灰点欠陥、黒点欠陥の発生を適切に抑えることができない。このため、露点は－５５℃以上とし、好ましくは－５０℃以上とする。また、露点は－４０℃以下とし、好ましくは－４５℃以下とする。
露点が－４０℃よりも高いと、鋼板表面にＳｉやＭｎの酸化物が多量に形成され、酸化物起因の不めっき欠陥が生じる。
一方、露点が－５５℃未満では、Ｂの一部を酸化物として固定し、焼鈍中のＢの鋼板表面への拡散による窒化物の生成を抑制する作用が十分に得られなくなる。また、焼鈍雰囲気の酸素ポテンシャルが低くかつ窒素ポテンシャルが高くなることで窒化物の形成が安定となり、鋼板表面におけるＢの窒化物形成が促進される。それらの結果、灰点欠陥、黒点欠陥の発生を適切に抑えることができない。このため、露点は－５５℃以上とし、好ましくは－５０℃以上とする。また、露点は－４０℃以下とし、好ましくは－４５℃以下とする。
・保持時間：２０秒以上３００秒以下
保持時間が２０秒未満では、フェライトとオーステナイトとの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になるため、フェライトやベイナイトの面積率が増加して、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難となる。
一方、保持時間が３００秒を超えると、Ｂの一部は酸化物として固定されるものの、Ｂの残部の一部が窒化物を生成するので、鋼板表面で形成されるＢの窒化物の量が増加し、灰点欠陥、黒点欠陥の発生を適切に抑えることができない。
したがって、保持時間は２０秒以上とし、好ましくは３０秒以上とする。また、保持時間は３００秒以下とし、好ましくは２００秒以下とし、より好ましくは１００秒以下とする。なお、この保持時間とは、鋼板が７５０℃以上９５０℃以下の温度で上述した雰囲気内にとどまる（雰囲気内を通過する）時間を指す。
保持時間が２０秒未満では、フェライトとオーステナイトとの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になるため、フェライトやベイナイトの面積率が増加して、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難となる。
一方、保持時間が３００秒を超えると、Ｂの一部は酸化物として固定されるものの、Ｂの残部の一部が窒化物を生成するので、鋼板表面で形成されるＢの窒化物の量が増加し、灰点欠陥、黒点欠陥の発生を適切に抑えることができない。
したがって、保持時間は２０秒以上とし、好ましくは３０秒以上とする。また、保持時間は３００秒以下とし、好ましくは２００秒以下とし、より好ましくは１００秒以下とする。なお、この保持時間とは、鋼板が７５０℃以上９５０℃以下の温度で上述した雰囲気内にとどまる（雰囲気内を通過する）時間を指す。
・雰囲気のアンモニア濃度（好適要件）
本発明では、均熱処理工程における雰囲気中のアンモニア濃度を０．０１０体積％以下に低減することが好ましい。均熱帯の雰囲気中にアンモニアが含まれる原因としては、加熱帯で生じたアンモニアガスが均熱帯に持ち込まれる場合や、アンモニアの混入している排ガスを均熱帯で再利用してアンモニアが混入する場合などがある。このようなアンモニアの混入や生成の弊害を軽減するためには、加熱帯と均熱帯の間の隔壁のシール性を向上させることや、排ガスの再利用率を低減することや、鋼板進行方向後方から前方（均熱帯の出側から入側）への新しい高純度のガスの流量を増加させることが重要である。均熱帯内におけるアンモニア濃度を低減してＢの窒化物形成をさらに抑制することで、灰点欠陥および黒点欠陥による外観不良をより一層抑制することが可能である。このため、雰囲気中のアンモニア濃度を０．０１０体積％以下とすることが好ましい。
下限は特に限定されず、雰囲気中のアンモニア濃度は０．００１体積％以上とすることが好ましく、０．００２体積％以上とすることがより好ましい。
本発明では、均熱処理工程における雰囲気中のアンモニア濃度を０．０１０体積％以下に低減することが好ましい。均熱帯の雰囲気中にアンモニアが含まれる原因としては、加熱帯で生じたアンモニアガスが均熱帯に持ち込まれる場合や、アンモニアの混入している排ガスを均熱帯で再利用してアンモニアが混入する場合などがある。このようなアンモニアの混入や生成の弊害を軽減するためには、加熱帯と均熱帯の間の隔壁のシール性を向上させることや、排ガスの再利用率を低減することや、鋼板進行方向後方から前方（均熱帯の出側から入側）への新しい高純度のガスの流量を増加させることが重要である。均熱帯内におけるアンモニア濃度を低減してＢの窒化物形成をさらに抑制することで、灰点欠陥および黒点欠陥による外観不良をより一層抑制することが可能である。このため、雰囲気中のアンモニア濃度を０．０１０体積％以下とすることが好ましい。
下限は特に限定されず、雰囲気中のアンモニア濃度は０．００１体積％以上とすることが好ましく、０．００２体積％以上とすることがより好ましい。
（溶融亜鉛めっき）
本発明では、以上のような条件で連続焼鈍した鋼板（冷延鋼板）を冷却した後、例えば、溶融亜鉛めっき浴中に浸漬させて、溶融亜鉛めっき処理を施す。上記冷却の到達温度は２００～５２０℃とすることが好ましく、必要に応じて加熱した後に溶融亜鉛めっき浴に浸漬することが好ましい。溶融亜鉛めっき浴の浴温は、４４０℃以上であることが好ましい。また、溶融亜鉛めっき浴の浴温は、５００℃以下であることが好ましい。
溶融亜鉛めっき浴は特に限定されないが、例えば、Ａｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、およびＲＥＭのなかから選ばれる１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のものを用いることができる。また、めっき浴の浴温変化を防止するため、めっき処理前の鋼板の温度（浸入板温）は、めっき浴温度以上とすることが好ましい。また、めっき処理前の鋼板の温度（浸入板温）は、めっき浴温度＋５０℃以下とすることが好ましい。
本発明では、以上のような条件で連続焼鈍した鋼板（冷延鋼板）を冷却した後、例えば、溶融亜鉛めっき浴中に浸漬させて、溶融亜鉛めっき処理を施す。上記冷却の到達温度は２００～５２０℃とすることが好ましく、必要に応じて加熱した後に溶融亜鉛めっき浴に浸漬することが好ましい。溶融亜鉛めっき浴の浴温は、４４０℃以上であることが好ましい。また、溶融亜鉛めっき浴の浴温は、５００℃以下であることが好ましい。
溶融亜鉛めっき浴は特に限定されないが、例えば、Ａｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、およびＲＥＭのなかから選ばれる１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のものを用いることができる。また、めっき浴の浴温変化を防止するため、めっき処理前の鋼板の温度（浸入板温）は、めっき浴温度以上とすることが好ましい。また、めっき処理前の鋼板の温度（浸入板温）は、めっき浴温度＋５０℃以下とすることが好ましい。
（合金化処理）
上述した溶融亜鉛めっき処理後に、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき層を形成させる。合金化処理は、４８０℃以上の温度域で施すことが好ましい。また、合金化処理は、５７０℃以下の温度域で施すことが好ましい。合金化温度が４８０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなり、合金化が著しく困難となる。
一方、合金化温度が５７０℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへと変態し、ＴＳおよび全伸びＥｌが低下する場合がある。合金化処理は、より好ましくは４９０℃以上の温度域で行う。
合金化処理は、より好ましくは５６０℃以下の温度域で行い、さらに好ましくは５３０℃以下の温度域で行う。
合金化処理時間は、１秒以上とすることが好ましく、５秒以上とすることがより好ましい。また、合金化処理時間は、１５０秒以下とすることが好ましく、８０秒以下とすることがより好ましい。
上述した溶融亜鉛めっき処理後に、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき層を形成させる。合金化処理は、４８０℃以上の温度域で施すことが好ましい。また、合金化処理は、５７０℃以下の温度域で施すことが好ましい。合金化温度が４８０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなり、合金化が著しく困難となる。
一方、合金化温度が５７０℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへと変態し、ＴＳおよび全伸びＥｌが低下する場合がある。合金化処理は、より好ましくは４９０℃以上の温度域で行う。
合金化処理は、より好ましくは５６０℃以下の温度域で行い、さらに好ましくは５３０℃以下の温度域で行う。
合金化処理時間は、１秒以上とすることが好ましく、５秒以上とすることがより好ましい。また、合金化処理時間は、１５０秒以下とすることが好ましく、８０秒以下とすることがより好ましい。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき付着量は、片面あたり２０ｇ／ｍ２以上１２０ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき付着量は、片面あたり２０ｇ／ｍ２以上８０ｇ／ｍ２以下であることがより好ましい。
めっきの付着量は、溶融亜鉛めっき後にガスワイピング等を行うことにより調節することが可能である。
めっきの付着量は、溶融亜鉛めっき後にガスワイピング等を行うことにより調節することが可能である。
上述のように溶融亜鉛めっきの合金化処理を施した後、室温（０～５０℃）以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却することが好ましい。
延性を向上させる観点からは、１５０℃以上３５０℃以下の範囲まで冷却することがより好ましい。一方、強度（ＴＳ）を向上させる観点からは、室温まで冷却することが好ましい。
１５０℃以上３５０℃以下の範囲まで冷却する際の平均冷却速度は特に規定しないが、高いＴＳを確保して延性を向上させる観点からは、合金化処理を施した後、３５０℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、室温まで冷却する際の平均冷却速度は特に規定しないが、ＴＳをより高めるためには、合金化処理を施した後、５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上にすることが好ましい。一方、生産技術上の制約からは、５０℃までの平均冷却速度を４０℃／ｓ以下にすることが好ましい。また、この５０℃までの平均冷却速度は、より好ましくは７℃／ｓ以上であって、３０℃／ｓ以下である。また、５０℃未満の冷却速度は特に限定されず、任意の方法により所定温度まで冷却することができる。
延性を向上させる観点からは、１５０℃以上３５０℃以下の範囲まで冷却することがより好ましい。一方、強度（ＴＳ）を向上させる観点からは、室温まで冷却することが好ましい。
１５０℃以上３５０℃以下の範囲まで冷却する際の平均冷却速度は特に規定しないが、高いＴＳを確保して延性を向上させる観点からは、合金化処理を施した後、３５０℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、室温まで冷却する際の平均冷却速度は特に規定しないが、ＴＳをより高めるためには、合金化処理を施した後、５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上にすることが好ましい。一方、生産技術上の制約からは、５０℃までの平均冷却速度を４０℃／ｓ以下にすることが好ましい。また、この５０℃までの平均冷却速度は、より好ましくは７℃／ｓ以上であって、３０℃／ｓ以下である。また、５０℃未満の冷却速度は特に限定されず、任意の方法により所定温度まで冷却することができる。
合金化処理後の冷却の冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、空冷などを適宜適用することができる。なお、通常、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は室温まで冷却された後、取引対象となる。
合金化処理後に３５０℃以下に冷却した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、所定の伸長率で圧延してもよい。この圧延の伸長率は０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。この圧延の伸長率を０．０５％以上とすることで、亜鉛めっき層にクラックを導入することができる。亜鉛めっき層にクラックを導入することで、鋼板中の拡散性水素量を低減することができ、その結果、曲げ性や穴広げ性を向上させることができる。
一方、圧延の伸長率が１．００％を超えると、ＹＳが上昇し、成形時の寸法精度が低下する場合がある。この圧延の伸長率は、より好ましくは０．７０％以下である。この圧延の伸長率は、より好ましくは０．１０％以上である。
上記圧延は、連続溶融亜鉛めっき設備と連続した装置においてオンラインで行ってもよいし、連続溶融亜鉛めっき設備のオフラインで行ってもよい。また、一回の圧延で目標の伸長率（例えば、０．０５％以上１．００％以下）としてもよいし、複数回の圧延を行って目標の伸長率としてもよい。
なお、上記圧延としては、一般には調質圧延が行われるが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラーによる加工等の方法による圧延であってもよい。
一方、圧延の伸長率が１．００％を超えると、ＹＳが上昇し、成形時の寸法精度が低下する場合がある。この圧延の伸長率は、より好ましくは０．７０％以下である。この圧延の伸長率は、より好ましくは０．１０％以上である。
上記圧延は、連続溶融亜鉛めっき設備と連続した装置においてオンラインで行ってもよいし、連続溶融亜鉛めっき設備のオフラインで行ってもよい。また、一回の圧延で目標の伸長率（例えば、０．０５％以上１．００％以下）としてもよいし、複数回の圧延を行って目標の伸長率としてもよい。
なお、上記圧延としては、一般には調質圧延が行われるが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラーによる加工等の方法による圧延であってもよい。
３５０℃以下まで冷却し、必要に応じて上記圧延を行った後、室温もしくは室温超４５０℃以下の温度域で保熱してもよい。室温もしくは室温超４５０℃以下の温度域で保熱することで、鋼板中の拡散性水素量を低減することができ、曲げ性や穴広げ性を改善することができる。室温での保持時間は、３日以上としてよい。また、室温での保持時間は、１０ヵ月以下としてよい。室温超での保熱時間は５ｍｉｎ以上としてよい。また、室温超での保持時間は、１４日以下としてよい。
なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
＜引張強度ＴＳ＞
本発明で製造される高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることができる。また、より高強度化する場合には、ＴＳを７８０ＭＰａ以上、さらに９８０ＭＰａ以上とすることもできる。なお、ＴＳの測定は、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０２２）に準拠して以下の通り行う。合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、長手方向が鋼板の圧延方向に対して垂直となるようにＪＩＳ５号試験片を採取する。この試験片を用いて、クロスヘッド変位速度Ｖｃが１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＴＳを測定する。
本発明で製造される高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることができる。また、より高強度化する場合には、ＴＳを７８０ＭＰａ以上、さらに９８０ＭＰａ以上とすることもできる。なお、ＴＳの測定は、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０２２）に準拠して以下の通り行う。合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、長手方向が鋼板の圧延方向に対して垂直となるようにＪＩＳ５号試験片を採取する。この試験片を用いて、クロスヘッド変位速度Ｖｃが１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＴＳを測定する。
＜板厚＞
また、本発明で製造される合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は特に限定されないが、０．３ｍｍ以上であることが好ましい。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は２．８ｍｍ以下であることが好ましい。
また、本発明で製造される合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は特に限定されないが、０．３ｍｍ以上であることが好ましい。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は２．８ｍｍ以下であることが好ましい。
＜Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅ：０．８０以下＞
前述したように、本発明では、めっき凹凸に起因する黒色の斑状模様を抑制するために、Ｂ欠乏層を十分に形成させることを特徴とする。ここで、Ｂ欠乏層の形成が十分であるか否かは、Ｂ欠乏度合いとして、鋼板表層（母材鋼板表層）のＢ欠乏層量（Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅ）により評価することができる。
この鋼板表層のＢ欠乏層量（Ｂ欠乏度合い）は、ＧＤＳ（グロー放電発光）分析を用いて以下の方法で求めることができる。
具体的には、まず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の幅方向中央の位置から２５ｍｍ×２５ｍｍのＧＤＳ分析サンプルを採取し、合金化溶融亜鉛めっき層の表面から板厚方向に０．１秒間隔で板厚方向５０μｍの位置までＧＤＳ分析（ＪＩＳ Ｋ０１４４（２０１８））を行い、Ｆｅ強度とＢ強度を測定する。ＧＤＳ分析の励起源は高周波とし、高周波出力は３５Ｗ、放電ガスはＡｒを用い、ガス圧力は６００Ｐａとした。
前述したように、本発明では、めっき凹凸に起因する黒色の斑状模様を抑制するために、Ｂ欠乏層を十分に形成させることを特徴とする。ここで、Ｂ欠乏層の形成が十分であるか否かは、Ｂ欠乏度合いとして、鋼板表層（母材鋼板表層）のＢ欠乏層量（Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅ）により評価することができる。
この鋼板表層のＢ欠乏層量（Ｂ欠乏度合い）は、ＧＤＳ（グロー放電発光）分析を用いて以下の方法で求めることができる。
具体的には、まず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の幅方向中央の位置から２５ｍｍ×２５ｍｍのＧＤＳ分析サンプルを採取し、合金化溶融亜鉛めっき層の表面から板厚方向に０．１秒間隔で板厚方向５０μｍの位置までＧＤＳ分析（ＪＩＳ Ｋ０１４４（２０１８））を行い、Ｆｅ強度とＢ強度を測定する。ＧＤＳ分析の励起源は高周波とし、高周波出力は３５Ｗ、放電ガスはＡｒを用い、ガス圧力は６００Ｐａとした。
図１（Ａ）は、ＧＤＳ分析を行うことで得られるＦｅの検出強度について、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．９５、およびＦｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．８０を説明するためのグラフである。また、図１（Ｂ）は、ＢｍｉｎおよびＢｂａｓｅを説明するためのグラフである。
本発明では、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．９５
を満たす範囲のＢ強度の平均値を母材部分のＢ強度（Ｂｂａｓｅ）とする。
ここで、Ｂｂａｓｅ（Ｂ強度の平均値）は、図１（Ａ）に示すようなＦｅの分析結果に基づいて、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．９５を満たす範囲において、図１（Ｂ）に示すようなＢの分析結果の平均値（全データの合計の検出強度／全データ数）を算出することにより求めることができる。
なお、Ｆｅ検出強度とは、各測定時間に対応してＧＤＳ分析で得られたＦｅの強度（ａ．ｕ．）である。
Ｆｅ最大強度（Ｆｅｍａｘ）とは、全測定時間におけるＧＤＳ分析で得られたＦｅの最大強度（ａ．ｕ．）である。
本発明では、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．９５
を満たす範囲のＢ強度の平均値を母材部分のＢ強度（Ｂｂａｓｅ）とする。
ここで、Ｂｂａｓｅ（Ｂ強度の平均値）は、図１（Ａ）に示すようなＦｅの分析結果に基づいて、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．９５を満たす範囲において、図１（Ｂ）に示すようなＢの分析結果の平均値（全データの合計の検出強度／全データ数）を算出することにより求めることができる。
なお、Ｆｅ検出強度とは、各測定時間に対応してＧＤＳ分析で得られたＦｅの強度（ａ．ｕ．）である。
Ｆｅ最大強度（Ｆｅｍａｘ）とは、全測定時間におけるＧＤＳ分析で得られたＦｅの最大強度（ａ．ｕ．）である。
さらに、本発明では、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．８０
を満たす鋼板表層を含む範囲のＢ強度の最小値をＢｍｉｎとする。
ここで、Ｂｍｉｎ（Ｂ強度の最小値）は、図１（Ａ）に示すようなＦｅの分析結果に基づいて、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．８０を満たす範囲において、図１（Ｂ）に示すように、該当する測定時間におけるＢ強度の最小値を抽出することにより求めることができる。
を満たす鋼板表層を含む範囲のＢ強度の最小値をＢｍｉｎとする。
ここで、Ｂｍｉｎ（Ｂ強度の最小値）は、図１（Ａ）に示すようなＦｅの分析結果に基づいて、Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．８０を満たす範囲において、図１（Ｂ）に示すように、該当する測定時間におけるＢ強度の最小値を抽出することにより求めることができる。
Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅが０．８０以下であれば、鋼板表層にＢ欠乏層が十分に形成しており、前述のＢ欠乏層によるＢＮ形成抑制効果を十分に得ることができる。また、ＢＮ形成抑制効果を向上させる観点から、Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅは０．７０以下であることがより好ましい。
一方、下限は特に限定されないが、製造コストを低減する観点から、Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅは０．１０以上とすることが好ましく、０．２０以上とすることがより好ましい。
一方、下限は特に限定されないが、製造コストを低減する観点から、Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅは０．１０以上とすることが好ましく、０．２０以上とすることがより好ましい。
＜Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘ≧０．５０＞
めっきの凹凸は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて、以下の方法で求めることができる。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の幅方向を５等分した各位置から１０ｍｍ×１０ｍｍのＳＥＭ観察用サンプルを採取し、幅方向の断面を観察できるよう樹脂に埋め込んだのち機械研磨を行う。
断面観察用サンプルの作製は上記方法に限らず、常法であれば他の方法を用いてもよい。得られた断面観察用サンプルに対して、１５００倍の倍率で、視野範囲：縦６５μｍ×横８５μｍとして、幅方向に連続した３視野のＳＥＭ像を取得する。この各視野において、最大めっき厚と最小めっき厚を小数点第一位の数値まで計測する。さらに、異なる位置から採取した残りの４枚のサンプルに対しても同様に最大めっき厚と最小めっき厚を計測する。このようにして得られた最大めっき厚の平均をＴｍａｘ（μｍ）、最小めっき厚の平均をＴｍｉｎ（μｍ）とする。Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘが０．５０以上であれば、めっき表面の凹凸が少なく、斑状模様の無い良好なめっき外観の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。また、外観を向上させる観点から、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘは０．６０以上であることがより好ましく、０．７０以上であることがさらにより好ましい。
一方、上限は特に限定されないが、製造コストを低減する観点から、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘは０．９８以下とすることが好ましく、０．９５以下とすることがより好ましい。
めっきの凹凸は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて、以下の方法で求めることができる。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の幅方向を５等分した各位置から１０ｍｍ×１０ｍｍのＳＥＭ観察用サンプルを採取し、幅方向の断面を観察できるよう樹脂に埋め込んだのち機械研磨を行う。
断面観察用サンプルの作製は上記方法に限らず、常法であれば他の方法を用いてもよい。得られた断面観察用サンプルに対して、１５００倍の倍率で、視野範囲：縦６５μｍ×横８５μｍとして、幅方向に連続した３視野のＳＥＭ像を取得する。この各視野において、最大めっき厚と最小めっき厚を小数点第一位の数値まで計測する。さらに、異なる位置から採取した残りの４枚のサンプルに対しても同様に最大めっき厚と最小めっき厚を計測する。このようにして得られた最大めっき厚の平均をＴｍａｘ（μｍ）、最小めっき厚の平均をＴｍｉｎ（μｍ）とする。Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘが０．５０以上であれば、めっき表面の凹凸が少なく、斑状模様の無い良好なめっき外観の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。また、外観を向上させる観点から、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘは０．６０以上であることがより好ましく、０．７０以上であることがさらにより好ましい。
一方、上限は特に限定されないが、製造コストを低減する観点から、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘは０．９８以下とすることが好ましく、０．９５以下とすることがより好ましい。
以上説明した本発明では、Ｂを含有する鋼板（母材鋼板）に対し、酸化処理および還元処理を行うことで、鋼板表層に還元鉄層を形成させ、Ｂの表面拡散を抑制する。さらに、めっき前の焼鈍工程において、３００～５００℃の温度域の露点を低くしてＦｅの還元雰囲気とし、酸化鉄の生成抑制を図ることでアンモニアの生成を抑制する。さらに、アンモニアの生成が顕著になり鋼板へのラジカル窒素の浸入が始まる５００℃以上の温度域の加熱を速やかに行うことで、アンモニアの生成と鋼板の窒化を抑制する。さらに、７５０℃以上の温度域での焼鈍時間を短くし、かつ、露点を－５５℃以上としてＢの一部を酸化物として固定する。これにより、焼鈍中のＢの鋼板表面への拡散による窒化物の生成を従来以上に抑制することで、合金化ムラを起因とした黒色の斑状模様の発生が抑えられ、良好な表面外観を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
［実施例１］
表１に示す成分組成（残部Ｆｅおよび不可避的不純物）の鋼素材を転炉で溶製し、連続鋳造して鋼スラブとした。この鋼スラブを１２５０℃に加熱して粗圧延し、次いで、仕上げ圧延温度：９００℃で仕上圧延し、巻取温度：４００～６００℃で巻き取り、熱延鋼板とした。この熱延鋼板を酸洗処理した後、冷間圧延して板厚１．４ｍｍの冷延鋼板とした。
この冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ（ＣＧＬ））において、表２～４に示す条件で焼鈍した。次いで、表２～４に示す条件で溶融亜鉛めっきを施し、さらに合金化処理を施し、５０℃以下まで冷却した。その後、０．１％の伸長率で調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。
表１に示す成分組成（残部Ｆｅおよび不可避的不純物）の鋼素材を転炉で溶製し、連続鋳造して鋼スラブとした。この鋼スラブを１２５０℃に加熱して粗圧延し、次いで、仕上げ圧延温度：９００℃で仕上圧延し、巻取温度：４００～６００℃で巻き取り、熱延鋼板とした。この熱延鋼板を酸洗処理した後、冷間圧延して板厚１．４ｍｍの冷延鋼板とした。
この冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ（ＣＧＬ））において、表２～４に示す条件で焼鈍した。次いで、表２～４に示す条件で溶融亜鉛めっきを施し、さらに合金化処理を施し、５０℃以下まで冷却した。その後、０．１％の伸長率で調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。
溶融亜鉛めっき浴は、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき浴を使用した。めっき付着量は、片面あたり４５～５５ｇ／ｍ２（両面めっき）程度とした。
また、ＧＡのめっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。
また、ＧＡのめっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。
以上のようにして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、以下の評価を実施した。その結果を製造条件とともに表２～４に示す。
・上述した要領にしたがって、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対しＧＤＳ分析を行い、鋼板表層のＢ欠乏層量（Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅ）を算出した。
・上述した要領にしたがって、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の幅方向の断面ＳＥＭ観察を行い、鋼板表層の凹凸（Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘ）を評価した。
・引張強度ＴＳ
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０２２）に準拠して行った。得られた鋼板から、長手方向が鋼板の圧延方向に対して垂直となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。この試験片を用いて、クロスヘッド変位速度Ｖｃ：１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＴＳを測定した。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０２２）に準拠して行った。得られた鋼板から、長手方向が鋼板の圧延方向に対して垂直となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。この試験片を用いて、クロスヘッド変位速度Ｖｃ：１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＴＳを測定した。
表２～４に示すように、発明例の合金化溶融亜鉛めっき鋼板はいずれもＢ欠乏層が十分に形成され、めっき凹凸が小さく外観が良好であった。また、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上の高強度も達成されており、高強度と優れためっき外観が両立し得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。一方、比較例の合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、めっき凹凸が認められた。
［実施例２］
均熱処理工程（均熱帯）の雰囲気中のアンモニア濃度をより一層低減する観点から、均熱帯内の高純度ガスの流量を増加させた条件で合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。表１の鋼Ａ、Ｄ、Ｉ、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ｐの鋼素材を用い、実施例１に準じた製造条件（熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、溶融亜鉛めっき、合金化処理、調質圧延）で合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張特性、Ｂ欠乏層量およびめっき凹凸を、実施例１と同様の手法で評価した。その結果を製造条件とともに表５に示す。
アンモニアガスの濃度は、ＣＧＬ均熱帯のライン長手の中央部を含むパスの炉内上部にて測定した。アンモニアガスの濃度の測定には、イオンクロマトグラフ法（ＪＩＳ Ｋ００９９（２０２０））を用いた。
表５に示すように、均熱処理工程（均熱帯）のアンモニア濃度を０．０１０体積％以下に低減することで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき凹凸はさらに抑制され、めっき外観が向上することが判る。
均熱処理工程（均熱帯）の雰囲気中のアンモニア濃度をより一層低減する観点から、均熱帯内の高純度ガスの流量を増加させた条件で合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。表１の鋼Ａ、Ｄ、Ｉ、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ｐの鋼素材を用い、実施例１に準じた製造条件（熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、溶融亜鉛めっき、合金化処理、調質圧延）で合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張特性、Ｂ欠乏層量およびめっき凹凸を、実施例１と同様の手法で評価した。その結果を製造条件とともに表５に示す。
アンモニアガスの濃度は、ＣＧＬ均熱帯のライン長手の中央部を含むパスの炉内上部にて測定した。アンモニアガスの濃度の測定には、イオンクロマトグラフ法（ＪＩＳ Ｋ００９９（２０２０））を用いた。
表５に示すように、均熱処理工程（均熱帯）のアンモニア濃度を０．０１０体積％以下に低減することで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき凹凸はさらに抑制され、めっき外観が向上することが判る。
Claims (4)
- 鋼板と、該鋼板上に合金化溶融亜鉛めっき層と、を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０％以上０．３００％以下、
Ｓｉ：１．２０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下
を含有するとともに、
鋼板のＭｎ含有量（質量％）である［％Ｍｎ］およびＳｉ含有量（質量％）である［％Ｓｉ］について、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が２．５０以上であり、
さらに任意成分として、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｍｏ：２．０００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｎｉ：０．５００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｚｎ：０．１００％以下、
Ｃｏ：０．２００％以下、
Ｚｒ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｔｅ：０．１０％以下、
Ａｓ：０．１０％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、
Ｂｉ：０．２０％以下、
Ｐｂ：０．２０％以下、
Ｇｅ：０．１０％以下、
Ｓｒ：０．１０％以下、
Ｃｓ：０．１０％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下
のなかから選ばれる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り、
前記合金化溶融亜鉛めっき層表面から厚さ方向にＧＤＳ分析を行い、
Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．９５
を満たす範囲のＢ強度の平均値をＢｂａｓｅとし、
Ｆｅの検出強度≧Ｆｅの最大強度×０．８０
を満たす範囲のＢ強度の最小値をＢｍｉｎとするとき、
Ｂｍｉｎ／Ｂｂａｓｅが０．８０以下であり、
前記合金化溶融亜鉛めっき層の幅方向の最大めっき厚Ｔｍａｘ（μｍ）と最小めっき厚Ｔｍｉｎ（μｍ）が、Ｔｍｉｎ／Ｔｍａｘ≧０．５０を満たす、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記鋼板の成分組成で、［％Ｍｎ］／［％Ｓｉ］が１２．００以上である、請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１または２に記載の成分組成を有する冷延鋼板を連続焼鈍したのち、前記冷延鋼板に対して溶融亜鉛めっきを施し、その後合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記連続焼鈍は、酸化処理工程と還元焼鈍工程とを含み、
前記酸化処理工程では、
Ｎ２、１０００体積ｐｐｍ以上のＯ２および不可避的不純物からなる雰囲気中で、鋼板を５００℃以上７００℃以下まで加熱し、
前記酸化処理工程後、続く前記還元焼鈍工程では、
３００℃以上５００℃以下の温度域を、Ｈ２：３体積％以上を含み、露点：－２０℃以下、Ｏ２：５００体積ｐｐｍ以下の雰囲気として鋼板を加熱し、
該加熱後、５００℃以上７５０℃以下の温度域を、Ｈ２：５体積％以上を含み、露点：－４０℃以下の雰囲気として平均加熱速度：１℃／ｓ以上で鋼板を加熱し、
該加熱後、７５０℃以上９５０℃以下の温度で、Ｈ２：５体積％以上を含み、露点：－５５℃以上－４０℃以下の雰囲気として保持時間：２０秒以上３００秒以下で鋼板を均熱処理する、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記均熱処理の雰囲気におけるアンモニア濃度を０．０１０体積％以下とする、請求項３に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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