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JP7786645B1 - 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents

高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法

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JP7786645B1
JP7786645B1 JP2025520155A JP2025520155A JP7786645B1 JP 7786645 B1 JP7786645 B1 JP 7786645B1 JP 2025520155 A JP2025520155 A JP 2025520155A JP 2025520155 A JP2025520155 A JP 2025520155A JP 7786645 B1 JP7786645 B1 JP 7786645B1
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大輔 田原
克弥 星野
聡 前田
涼平 森本
由康 川崎
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JFE Steel Corp
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Abstract

７８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、鋼板中の拡散性水素の放出性に優れた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。
所定の成分組成を有する鋼板上に、片面あたりのめっき付着量が２０ｇ／ｍ２以上１２０ｇ／ｍ２以下の合金化溶融亜鉛めっき層を有し、亜鉛めっき層直下の、下地鋼板表面から板厚中央方向に１００μｍ以内の鋼板表層部の酸素含有量が片面あたり０．０３０ｇ／ｍ２未満であり、亜鉛めっき層の表面から深さＭ[μｍ]（１≦Ｍ≦５）で鋼板の板面と平行な面において、めっき層の亀裂の交点数が５００点／ｍｍ２以上で、鋼中拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

Description

本発明は、鋼中拡散性水素の放出性に優れた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。
近年、自動車の燃費向上によるＣＯ２排出量削減の取り組みが進められている。燃費向上には、車体材料である鋼板の薄肉化による車体軽量化が有効であるが、薄肉化を行うと耐衝突性能が劣化する。そこで、耐衝突性能を維持するため、鋼板自体の高強度化が求められており、防錆性を有する溶融亜鉛めっき鋼板においても同様の要求がある。
一方で、鋼板の高強度化に伴い、新たな課題が発生している。そのひとつが遅れ破壊であり、高強度鋼板が静的な負荷応力（引張強さ未満の負荷応力）を受けた状態で、ある時間が経過した時、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、鋼中の拡散性水素による水素脆性が一つの原因と考えられている。一般に、溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延鋼板や冷延鋼板を母材として用い、この母材鋼板を連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ ＧａｌｖａｎｉｚｉｎｇＬｉｎｅ、以下ＣＧＬと記載する場合がある）の焼鈍炉で再結晶焼鈍した後、溶融亜鉛めっきすることにより製造される。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき後、さらに合金化処理することにより製造される。この内、ＣＧＬ焼鈍は、不めっき発生の原因となる鋼板表面の酸化を抑制し良好なめっき外観を得るため水素を含む還元雰囲気とする必要があるが、この雰囲気中の水素が鋼板中に侵入し拡散性水素として残留することで、耐遅れ破壊特性が低下する。とりわけ、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板においては、鋼中水素が焼鈍後に残存しやすく、耐遅れ破壊特性が顕著に低下する。これは、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、所定の強度を得るために、マルテンサイトやベイナイト等の硬質組織を形成させる必要があり、そのためには焼鈍工程でオーステナイト相を生成させる必要があるが、オーステナイト相はフェライト相と比べて水素を多量に吸収しやすく、かつ水素の拡散速度が遅いので焼鈍工程で一旦水素が吸収されると冷却過程で放出されにくいという性質による。さらに、溶融亜鉛めっきを施した場合、亜鉛めっき層は水素の透過速度がさらに遅く、鋼中拡散性水素がより残留しやすいことが課題となっていた。
そこで、特に高強度溶融亜鉛めっき鋼板においては、耐遅れ破壊特性を向上させるため、製造過程で取り込まれた鋼中の拡散性水素を放出させる必要がある。例えば、特許文献１では、水素が侵入した鋼材を所定の温度で加熱するベーキング処理により、水素を拡散させて鋼材表面から放出させる方法が提案されている。また、めっき層を通して水素を放出させる方法としては、特許文献２および特許文献３にて、めっき中に一定数の亀裂を形成することで、鋼板中の水素を亀裂から鋼板外に放出する方法が提案されている。
特開平７－１７３６４６号公報 特開平６－３３２１３号公報 国際公開第２０１８／１２４１５７号
しかしながら、特許文献１のベーキング処理では、溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、めっき層が厚いため、めっき層を通して水素を放出することが困難である場合が多い。また、水素放出を促進するために、ベーキング処理温度を上昇すると、めっき層の性状や鋼板の機械的特性が変化してしまうなどの問題も生じる。
また、特許文献２または３の、めっき中に亀裂（クラック）を形成する方法では、特許文献２または３と同様に亀裂を形成させても、製造方法によって水素の放出速度が大きく異なるという課題があった。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであり、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、鋼中拡散性水素の放出性が良好で耐遅れ破壊特性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
ここで、耐遅れ破壊特性は実施例に記載の方法で評価可能であり、実施例の評価基準を満足する場合に耐遅れ破壊特性に優れると判定される。
本発明者らは、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の水素放出について、以下の知見を見出した。
水素放出には、めっき中の亀裂有無だけでなく、亀裂の形態が影響し、特に鋼板とめっき界面近傍の亀裂の交点数が一定数以上存在することが重要であることを見出した。さらに、溶融亜鉛めっきを施す前の焼鈍雰囲気および、合金化後の冷却速度を最適化することにより、亀裂の交点数が多いめっき層を形成させられることを見出した。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］下地鋼板上にめっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
下地鋼板の成分が質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．５０％未満、Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有し、ＳｉとＭｎの質量比（Ｓｉ／Ｍｎ）が０．２５以下で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記下地鋼板上には、片面あたりのめっき付着量が２０ｇ／ｍ２以上１２０ｇ／ｍ２以下の合金化溶融亜鉛めっき層を有し、
前記亜鉛めっき層直下の、下地鋼板表面から板厚中央方向に１００μｍ以内の鋼板表層部の酸素含有量が片面あたり０．０３０ｇ／ｍ２未満であり、
前記亜鉛めっき層の表面から深さＭ[μｍ]（１≦Ｍ≦５）で前記鋼板の板面と平行な面において、めっき層の亀裂の交点数が５００点／ｍｍ２以上であり、鋼中拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記下地鋼板は、さらに、質量％で、以下のＡ群～Ｄ群のうちから選んだ１群以上の成分を含有する、［１］に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板：
Ａ群
Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．０８％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｗ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｚｒ：０．１５％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上；
Ｂ群
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｃｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上；
Ｃ群
Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、
ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上；
Ｄ群
Ｓｎ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｓｂ：０．２％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上。
［３］前記下地鋼板は、前記成分組成として、さらに、質量％で、以下のＥ群～Ｈ群のうちから選んだ１群以上を含有する、［１］または［２］に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板：
Ｅ群
Ｔａ：０．１０％以下（０％を含まない）；
Ｆ群
Ｔｅ：０．１０％以下（０％を含まない）、
Ａｓ：０．１０％以下（０％を含まない）、
Ｈｆ：０．１０％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上；
Ｇ群
Ｂｉ：０．２０％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．２０％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上；
Ｈ群
Ｚｎ：０．１０％以下（０％を含まない）、
Ｇｅ：０．１０％以下（０％を含まない）、
Ｓｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、
Ｃｓ：０．１０％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上。
［４］前記下地鋼板の表面から板厚の１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織が面積％で、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率が３０％以上である、［１］、［２］または［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。
［５］前記下地鋼板の表面から板厚の１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織が面積％で、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率が５０％以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である、［１］、［２］または［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。
［６］前記下地鋼板の表面から板厚の１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織が面積％で、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率が７０％以上であり、引張強度が１１８０ＭＰａ以上である、［１］、［２］または［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。
［７］前記下地鋼板の表面から板厚の１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織が面積％で、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率が８５％以上であり、引張強度が１３１０ＭＰａ以上である、［１］、［２］または［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。
［８］前記下地鋼板の表面から板厚の１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織が面積％で、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率が９０％以上であり、引張強度が１４７０ＭＰａ以上である、［１］、［２］または［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。
［９］［１］、［２］または［３］のいずれかに記載の成分を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
連続式溶融亜鉛めっき設備において鋼板に焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を施すに際し、焼鈍加熱炉における鋼板温度が７００℃以上の温度域での加熱炉内雰囲気の露点が－４０℃以下であり、前記加熱炉内雰囲気が２０．０ｖｏｌ％以下の水素に加え、０．１ｖｏｌｐｐｍ以上３．０ｖｏｌｐｐｍ以下のＳＯ２または０．５ｖｏｌｐｐｍ以上１０．０ｖｏｌｐｐｍ以下のＨＣｌの少なくとも一種以上を含有し、
亜鉛めっき層の合金化処理後から２５０℃までの冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上であり、室温まで冷却した後、以下の（１）または（２）のいずれか、または両方の工程を行う、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１）前記室温まで冷却した後、室温で４８時間以上保持する。
（２）前記室温まで冷却した後、５０℃以上４００℃以下の温度まで再加熱し０．１時間以上保持する。
本発明によれば、鋼中拡散性水素の放出性向上に伴い、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を得ることができる。本発明で得られる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。
本発明が対象とするのは、下地鋼板（母材鋼板）の少なくとも片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。鋼板が「高強度」であるとは、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して測定した鋼板の引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上であることを意味する。
以下、下地鋼板（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、下地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。また、「鋼板」には、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板が含まれる場合がある。
Ｃ：０．０６％以上０．３０％以下
Ｃは、鋼組織としてマルテンサイトなどを形成することで加工性を向上させる効果があるが、良好な溶接性を得るため、Ｃ含有量は０．３０％以下とすることが必要であり、０．２５％以下とすることがより好ましい。良好な加工性を得るためには、Ｃ含有量は０．０６％以上とすることが必要であり、０．０９％以上とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１％以上１．５０％未満
Ｓｉは、加工性を大きく損なうことなく、固溶により鋼の強度を高める効果（固溶強化能）が大きいため、鋼板の高強度化を達成するのに有効な元素である。一方で、Ｓｉは溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に悪影響を及ぼす元素でもある。Ｓｉを鋼板の高強度化を図るために含有する場合には、０．０１％以上の含有が必要である。
一方、Ｓｉ含有量が１．５０％以上になると、ＣＧＬ焼鈍時に下地鋼板表面へのＳｉ濃化量が増加し、下地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、良好なめっき性を実現することが困難になるためＳｉは１．５０％未満の範囲で含有することが必要である。また、そのような観点から、Ｓｉ含有量は０．８０％以下が好ましく、０．６０％以下がより好ましい。
Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下
Ｍｎは、鋼を固溶強化して高強度化するとともに、焼入性を高め、残留γ、ベイナイトおよびマルテンサイトの生成を促進する効果を有する元素である。このような効果は、Ｍｎを１．５％以上含有することで発現する。このため、Ｍｎ含有量は１．５％以上とすることが必要であり、１．８％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が３．５％以下であれば、コストの上昇を招かずに上記効果が得られる。このためＭｎ含有量は３．５％以下とすることが必要であり、３．３％以下とすることが好ましい。
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐ含有量を抑えることで、溶接性の低下を防ぐことができ、さらにＰが粒界に偏析することを防止し、延性、曲げ性および靭性が劣化することを防ぐことができる。また、Ｐを多量に含有すると、フェライト変態を促進することで結晶粒径も大きくなってしまう。そのため、Ｐ含有量は０．１％以下とすることが必要である。Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、通常、生産技術上の制約から０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｓ含有量は極力低減することが好ましい。Ｓ含有量を抑えることで、溶接性の低下を防ぐとともに、熱間圧延時の延性の低下を防いで熱間割れを抑制し、表面性状を著しく向上することができる。さらに、Ｓ含有量を抑えることで、不純物元素として粗大な硫化物を形成することによる鋼板の耐遅れ破壊特性、延性、曲げ性、伸びフランジ性の低下を防ぐことができる。Ｓによる問題はＳ含有量が０．０３％を超えると顕著となるので、Ｓ含有量は０．０３％以下とすることが必要であり、０．０２％以下とすることが好ましい。耐遅れ破壊特性を改善する観点からはＳ含有量は０．０１％以下とすることが好ましく、０．００３％以下とすることがさらに好ましい。Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、通常、生産技術上の制約から０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０.００７％以下（０％を含まない）
Ｎ含有量を０.００７％以下とすることにより、高温下においてＮがＴｉ，Ｎｂ，Ｖと粗大な窒化物を形成することでＴｉ，Ｎｂ，Ｖ添加による鋼板の高強度化の効果が損なわれることを防ぐことができる。また、Ｎ含有量を０.００７％以下とすることで、靭性の低下も防ぐことができる。さらに、Ｎ含有量を０.００７％以下とすることで、熱間圧延中にスラブ割れ、表面疵が発生することを防ぐことができる。このためＮ含有量は０.００７％以下とすることが必要であり、０．００５％以下とすることが好ましく、０．００３％以下とすることがより好ましく、０．００２％以下とすることがさらに好ましい。Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、通常、生産技術上の制約から０．０００５％以上とすることが好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
Ａｌは熱力学的に最も酸化しやすいため、ＳｉおよびＭｎに先だって酸化し、ＳｉおよびＭｎの下地鋼板最表層での酸化を抑制し、ＳｉおよびＭｎの鋼板内部での酸化を促進する効果がある。この効果は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１％以上で得られる。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％を超えるとコストアップになる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌを含有する場合、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１％以下とすることが必要である。
ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、同様に不純物レベルのｓｏｌ．Ａｌを除去することもコストアップに繋がるため、０．００１％以上とすることが好ましい。また、上記のように、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｏ：０.００３％以下（０％を含まない）
Ｏは、鋼中でＡｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＣａＯ、ＭｇＯ、（Ａｌ,Ｃａ）－Ｏ、（Ｓｉ，Ｍｎ）－Ｏ等の酸化物系介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させる。このような耐遅れ破壊特性への悪影響を小さくするため、Ｏ含有量は０.００３％以下とすることが必要である。なお、Ｏ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００５％程度である。
ＳｉとＭｎの質量比（Ｓｉ／Ｍｎ）が０．２５以下
ＳｉとＭｎの質量比（Ｓｉ／Ｍｎ）が大きくなると、焼鈍時にＳｉ系酸化物が下地鋼板表面に形成しやすくなり、酸化物によるめっき不良が発生しやすくなる。このような、めっき不良を抑制するため、ＳｉとＭｎの質量比（Ｓｉ／Ｍｎ）は０．２５以下とすることが必要である。めっき不良抑制の観点から、ＳｉとＭｎの質量比（Ｓｉ／Ｍｎ）は０．２０以下とするのがより好ましい。
上記成分組成に加えて、鋼板は、さらに、質量％で、以下のＡ群～Ｄ群のうちから選んだ１群以上の成分を含有することが好ましい。Ａ群～Ｄ群の成分組成とその含有効果を説明する。
Ａ群［Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０８％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｗ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１５％以下（０％を含まない）のうちから選ばれる１種以上の元素］
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、およびは、Ｚｒいずれも下地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。Ｎｂは、微量の含有で微細組織を得ることができ、靭性を損なわずに高強度化を図ることのできる元素である。
Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｎｂは、０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られるが、コストアップを防ぐ観点から、Ｎｂ量は０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０８％以下（０％を含まない）
Ｔｉは鋼の析出強化に有効な元素である。Ｔｉの下限は特に限定されないが、強度調整の効果を得るためには、０．００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｔｉを過度に添加すると、硬質相が過大となり、成形性が低下するため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．０８％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。
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｖは、０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られるが、コストアップを防ぐ観点から、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．２％以下とすることが好ましい。
Ｗ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｗは、０．００５％以上含有することで強度向上の効果が得られるが、コストアップを防ぐ観点から、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｚｒは、０．０００５％以上含有することで強度向上の効果が得られるが、コストアップを防ぐ観点から、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。
Ｂ群［Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）から選ばれる１種以上の元素］
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、ＣｏおよびＢは、いずれも鋼板の焼入れ性を向上させる元素である。
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｃｒは、０．００５％以上含有することで焼き入れ性が向上し、強度と延性のバランスを向上させることができるが、コストアップを防ぐ観点から、Ｃｒ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｎｉは、０．００５％以上含有することで残留γ相の形成を促進することができるが、コストアップを防ぐ観点から、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｃｕは、０．００５％以上含有することで残留γ相の形成を促進することができるが、コストアップを防ぐ観点から、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｍｏは、０．００５％以上含有することで強度調整の効果が得られ、特にＭｏ量が０．０５％以上でその効果が高まるが、コストアップを防ぐ観点から、Ｍｏ量は１．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｏ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｃｏ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。伸びフランジ性を向上するためには、Ｃｏ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。しかし、Ｃｏを過度に含有すると粗大な析出物や介在物が多量に生成し曲げ性が低下するため、Ｃｏ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。焼入れ性を向上するためには、Ｂ含有量は０．０００３％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。しかし、Ｂを過度に含有すると成形性が低下するため、Ｂ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｃ群［Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）から選ばれる１種以上の元素］
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも脱酸剤として用いられる元素である。
Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｃａは、０．０００５％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が、良好な延性を得る観点から、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｍｇは、０．０００５％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が、コストアップを防ぐ観点から、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）
ＲＥＭは、０．０００５％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が、良好な靭性を得る観点から、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｄ群［Ｓｎ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＳｂ：０．２％以下（０％を含まない）から選ばれる１種以上の元素］
ＳｂやＳｎは脱炭や脱窒、脱硼などを抑制して、鋼板の強度低下抑制に有効な元素であるため、Ｓｂ、Ｓｎを含有する場合には、それぞれ０％超とする。
Ｓｎ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｓｎは、脱窒、脱硼等を抑制して鋼の強度低下抑制に有効な元素であり、このような効果を得るには０．００２％以上含有することが好ましい。
一方、良好な耐衝撃性を得るために、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．２％以下とすることが好ましい。
Ｓｂ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｓｂは、下地鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる下地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。Ｓｂは、下地鋼板表面の窒化および酸化を抑制することで、下地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、下地鋼板の疲労特性および表面品質を改善する。このような効果を得るために、Ｓｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方、良好な靭性を得るためには、Ｓｂ含有量は０．２％以下とすることが好ましい。
上記成分組成に加えて、下地鋼板は、さらに、質量％で、以下のＥ群～Ｈ群のうちから選んだ１群以上の成分を含有することが好ましい。Ｅ群～Ｈ群の成分組成とその含有効果を説明する。
Ｅ群［Ｔａ：０．１０％以下（０％を含まない）］
Ｔａは、Ａ群の元素と同様に、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が、コストアップを防ぐ観点から、Ｔａを含有する場合、Ｔａ含有量は０．１０％以下とする。
Ｆ群［Ｔｅ：０．１０％の以下（０％を含まない）、Ａｓ：０．１０％の以下（０％を含まない）及びＨｆ：０．１０％の以下（０％を含まない）から選ばれる１種以上の元素］
Ｔｅ、Ａｓ及びＨｆは、Ｃ群の元素と同様に、いずれも硫化物の形態制御のために用いられる元素である。
・Ｔｅ：０．１０％以下（０％を含まない）
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が、コストアップを防ぐ観点から、Ｔｅを含有する場合、Ｔｅ含有量は０．１０％以下とする。
・Ａｓ：０．１０％以下（０％を含まない）
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が、コストアップを防ぐ観点から、Ａｓを含有する場合、Ａｓ含有量は０．１０％以下とする。
・Ｈｆ：０．１０％以下（０％を含まない）
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が、コストアップを防ぐ観点から、Ｈｆを含有する場合、Ｈｆ含有量は０．１０％以下とする。
Ｇ群［Ｂｉ：０．２０％以下（０％を含まない）及びＰｂ：０．２０％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上の元素］
Ｂｉ及びＰｂは、いずれも粒界偏析を抑制し、延性、靭性を向上させる元素である。Ｂｉ、Ｐｂを含有する場合には、それぞれ０％超とする。
・Ｂｉ：０．２０％以下（０％を含まない）
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。Ｂｉを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｂｉ含有量は０．２０％以下とする。
・Ｐｂ：０．２０％以下（０％を含まない）
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。Ｐｂを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｐｂ含有量は０．２０％以下とする。
Ｈ群［Ｚｎ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｇｅ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｓｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｃｓ：０．１０％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上の元素］
Ｚｎ、Ｇｅ、Ｓｒ、およびＣｓは、いずれも機械的特性や表面品質に大きくは影響せずに、強度を上昇させる元素であり、Ｚｎ、Ｇｅ、Ｓｒ、Ｃｓを含有する場合には、それぞれ０％超とする。
・Ｚｎ：０．１０％以下（０％を含まない）
Ｚｎ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。コストアップを防ぐ観点から、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎ含有量は０．１０％以下とする。
・Ｇｅ：０．１０％以下（０％を含まない）
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。コストアップを防ぐ観点から、Ｇｅを含有する場合、Ｇｅ含有量は０．１０％以下とする。
・Ｓｒ：０．１０％以下（０％を含まない）
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。コストアップを防ぐ観点から、Ｓｒを含有する場合、Ｓｒ含有量は０．１０％以下とする。
・Ｃｓ：０．１０％以下（０％を含まない）
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。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。
下地鋼板（母材鋼板）の成分組成について、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。
次に、本発明の製造条件について説明する。
本発明では、上記成分を有する下地鋼板（冷延鋼板または熱延鋼板）を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うことで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：ＣｏｎｔｉｎｕｏｕｓＧａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を適用することができる。
連続溶融亜鉛めっき設備に導入された下地鋼板は、加熱帯、均熱帯、冷却帯がこの順に設けられた焼鈍炉内を通板しつつ焼鈍される。具体的な焼鈍条件は以下の通りである。
焼鈍の加熱過程で、加熱炉内における下地鋼板温度が７００℃以上の温度域での雰囲気露点を－４０℃以下とする。加熱炉内雰囲気が２０．０ｖｏｌ％以下の水素に加え、０．１ｖｏｌｐｐｍ以上３．０ｖｏｌｐｐｍ以下のＳＯ２および０．５ｖｏｌｐｐｍ以上１０．０ｖｏｌｐｐｍ以下のＨＣｌの少なくとも一種以上を含有する。
７００℃以上の温度域での加熱炉内雰囲気の露点：－４０℃以下
鋼板温度が７００℃以上では、ＳｉやＭｎの拡散による表面濃化が増加する。この際、雰囲気露点を－４０℃以下とすると、下地鋼板表層、すなわち、下地鋼板表面から１００μｍまでの深さにおける内部酸化物の形成を抑制できる。これにより、強加工時の酸化物を起点とした割れを抑制することが可能であり、加工性を向上させることができる。さらに下地鋼板表面におけるＳｉ酸化物やＭｎ酸化物の形成も抑制可能であり、酸化物によるめっき不良の発生も抑制できる。これら下地鋼板表層および下地鋼板表面への酸化物の形成抑制効果を十分に得るためには、－４５℃以下とすることがより好ましい。
加熱炉内雰囲気の水素濃度：２０．０ｖｏｌ％以下
焼鈍時の加熱炉内雰囲気は、水素濃度が２０．０ｖｏｌ％以下とする必要がある。７００℃以上の温度域の加熱炉内雰囲気中の水素濃度が高すぎると鋼中の拡散性水素量が高くなり、水素放出が困難になる。その結果、水素脆化により、耐遅れ破壊特性が低下するという問題がある。以上の理由から、７００℃以上の温度域の水素濃度を２０．０ｖｏｌ％以下とする必要がある。一方で、加熱炉内雰囲気中の水素濃度３．０ｖｏｌ％以上にすると、下地鋼板表面が十分還元して活性化するため、めっき性が良好となる。したがって、加熱炉内雰囲気中の水素濃度は、３．０ｖｏｌ％以上とすることが好ましい。
加熱炉内雰囲気にＳＯ２濃度：０．１ｖｏｌｐｐｍ以上３．０ｖｏｌｐｐｍ以下またはＨＣｌ濃度：０．５ｖｏｌｐｐｍ以上１０．０ｐｐｍ以下の少なくとも一種以上を含有する必要がある。
加熱炉内雰囲気に上記濃度のＳＯ２またはＨＣｌの少なくとも一種以上を含有せることは、本発明の重要な要件の一つである。焼鈍時の加熱炉内雰囲気は、０．１ｖｏｌｐｐｍ以上３．０ｖｏｌｐｐｍ以下のＳＯ２及び０．５ｖｏｌｐｐｍ以上１０．０ｖｏｌｐｐｍ以下のＨＣｌの少なくとも一方を含有する必要がある。詳細な理由は定かではないが、ＳＯ２やＨＣｌといった腐食性のガスが適量存在する場合、再結晶焼鈍後の下地鋼板表層の結晶粒径が小さくなるとともに、めっき層にある一定以上の応力が加わった際に、鋼中拡散性水素の放出に重要なめっき中の亀裂の形成量および交点数が増加しやすくなる。亜鉛めっき層の合金化処理時には、鋼板粒界上ではアウトバースト反応と呼ばれる急速なＦｅ－Ｚｎの反応が起き、粒界近傍のめっき層にＦｅ濃度が高く延性が低い合金相が形成される。さらに、この合金相は延性が低いため、めっき層に一定以上の応力が加わると亀裂が生じ、めっき中亀裂発生の起点となりうる。腐食性ガスの存在により鋼板表層の結晶粒径が小さくなると、アウトバースト反応が起こる、鋼板表面の結晶粒界の密度が増加する。その結果、延性が低い合金相の形成間隔も小さくなるため、合金化処理後の鋼板冷却時にめっき層に加わる引張応力によってめっき層の亀裂が発生しやすくなり、亀裂の交点数が増加すると考えられる。この腐食性ガスによる改善効果は、ＳＯ２が０．１ｐｐｍ以上、ＨＣｌが０．５ｐｐｍ以上あるときに顕在化するが、ＳＯ２が３．０ｐｐｍ、ＨＣｌが１０．０ｐｐｍを超えると、加熱炉内の炉体の劣化を促進する可能性がある。そのため、ＳＯ２である場合は０．１ｖｏｌｐｐｍ以上３．０ｖｏｌｐｐｍ以下、ＨＣｌである場合は０．５ｖｏｌｐｐｍ以上１０．０ｐｐｍ以下とする必要がある。焼鈍時の加熱炉内雰囲気の残部は、窒素、ＣＯ、ＣＯ２などのガスを含んでも良い。
これら微量のＳＯ２やＨＣｌ等の腐食性ガスの濃度は、直接炉内に導入する、これら腐食性ガスを含有するガス量を調整することで制御することができる。また、炉内に入る前の下地鋼板にＨ２ＳＯ4やＨＣｌを含有する液体を塗布することや、さらにこれら液体を水で希釈することによっても制御可能である。要は、微量のＳＯ２やＨＣｌ等の腐食性ガスの濃度を制御することが重要であり、これら微量のＳＯ２やＨＣｌ等の腐食性ガスの濃度の制御方法は、上記の方法に限定されない。
なお、本発明においては、圧延によって付与された歪の再結晶処理のため、下地鋼板の最高到達温度が７００℃以上９００℃以下の温度で下地鋼板を焼鈍することが好ましい。７００℃以上の温度では下地鋼板表面の酸化鉄が十分還元されて、良好なめっき外観が得られるため、下地鋼板の最高到達温度を７００℃以上とすることが好ましい。また、９００℃以下とすることで、Ｓｉ、ＭｎやＣｒの表面濃化を抑制することができ、良好なめっき外観が得られるため、下地鋼板の最高到達温度を９００℃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下地鋼板を冷却した後、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。前記冷却の到達温度は２００～５２０℃とし、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、一般に４４０～５００℃程度である。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、めっき処理前の下地鋼板の温度（浸入板温）は、めっき浴温度以上、めっき浴温度＋５０℃以下とすることが好ましい。
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５６０℃以下、さらに好ましくは４９０℃以上５３０℃以下の温度域で行う。
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２０～１２０ｇ／ｍ２とする。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。
上述の亜鉛めっきの合金化処理後は、鋼板を５０℃以下まで冷却する。さらに、合金化温度から２５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とする。その理由について説明する。
平均冷却速度：５℃／ｓ以上
本発明の重要な要件の一つであり、合金化処理終了時から２５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすることで、鋼中拡散性水素の放出に必要なめっき中の亀裂交点数を得ることができる。合金化溶融亜鉛めっき層の熱膨張係数は下地鋼板よりも大きいため、冷却中にめっき層に引張応力が生じ、合金化溶融亜鉛めっき層のめっき中に亀裂が形成すると考えられる。平均冷却速度を５℃／ｓ以上とした場合は、表面のめっき層と下地鋼板の温度差が大きくなることでめっき層への引張応力が十分に高くなり、亀裂の形成が促進され、水素放出に必要な亀裂の交点数が得られる。その結果、鋼中拡散性水素の放出性向上効果が得られ、鋼中拡散性水素量を０．３０質量ｐｐｍとすることができる。一方で、平均冷却速度が５℃／ｓより小さい場合は、冷却速度が速い場合と比較し冷却時のめっき層と鋼板の温度差が小さいため、めっき層への引張応力が低下し、亀裂の形成が抑制されたと考えられる。平均冷却速度は７℃／ｓ以上が好ましく、１０℃／ｓ以上がさらに好ましい。
溶融亜鉛めっき合金化処理後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。
５０℃以下に冷却した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、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、鋼板の寸法精度を整えることができる。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。この圧延の伸長率は、より好ましくは０．７０％以下であって、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。
上記冷却後の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板中の拡散性水素を放出させるため室温で４８時間以上保持、または、後述する再加熱し保持のいずれか、または両方を行う。室温で一定時間以上保持することによりめっき中の亀裂を通じて鋼板中の拡散性水素が放出し、耐遅れ破壊特性を向上することができる。室温で鋼板中の拡散性水素を十分に放出させるためには、室温で保持する場合には、保持時間は４８時間以上とする必要がある。保持時間は、より好ましくは９６時間以上、さらに好ましくは１４４時間以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、生産性の観点から１８００時間以下であることが好ましい。なお、本発明において、室温とは０℃～４０℃を指す。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を再加熱する場合には、室温まで冷却後に、５０℃以上４００℃以下の温度域まで再加熱し０．１時間以上保熱する必要がある。再加熱と保熱を行う場合、室温保持より短時間でめっき中の亀裂を通じて鋼板中の拡散性水素を放出させることができ、耐遅れ破壊特性を向上することができる。鋼板中の拡散性水素の放出促進効果を十分に得るためには、保熱温度は５０℃以上が必要であり、好ましくは８０℃以上である。一方、４００℃を超えると、めっき層が再溶融し外観の劣化を招く恐れがあるため、保熱温度は４００℃以下とする必要があり、好ましくは２００℃以下である。ここで、保熱温度は、保熱時の最高到達温度であり、５０℃以上４００℃以下の範囲内であれば、温度は一定であっても変動してもよい。保熱時間は、鋼板中の拡散性水素の放出促進効果を十分に得るため０．１時間以上が必要である。保熱時間は、好ましくは０．５時間以上、より好ましくは１．０時間以上である。保熱時間の上限は特に限定されないが、生産性の観点から４８時間以下であることが好ましい。
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。
次に上記製造方法によって得られる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板について説明する。
先ず、上記製造方法により、本発明の鋼板は昇温分析で測定した際に、２５℃以上３００℃以下で放出する水素の合計が０．３０質量ｐｐｍ以下とすることが可能である。
その結果、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を得ることができる。
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７８０ＭＰａ以上とする。また、より高強度化する場合には、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とすることもできる。なお、ＴＳの測定は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して以下の通り行う。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。
鋼板の組織は特に制限されるものではないが、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためには、以下のような鋼板組織とすることが好ましい。なお、下記鋼鈑組織は、鋼板の表面から１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織である。
すなわち、鋼板組織はマルテンサイト、ベイナイトおよび残留γ（残留オーステナイト）の合計面積率を３０％以上とすることが好ましく、これにより、引張強度が７８０ＭＰａ以上である鋼板が得られる。
また、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率を５０％以上とすることにより、引張強度が９８０ＭＰａ以上である鋼板が得られ、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率を７０％以上とすることにより、引張強度が１１８０ＭＰａ以上である鋼板が得られる。
さらに、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率を８５％以上とすることにより、引張強度が１３１０ＭＰａ以上である鋼板が、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率を９０％以上とすることにより、引張強度が１４７０ＭＰａ以上である鋼板が、それぞれ得られる。
鋼組織の同定は、研磨した鋼板断面を酸等でエッチングした後、光学顕微鏡や走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）などで観察して行うことができる。高強度鋼板の組織は、複雑かつ微細であるため、より詳細な微細組織観察が可能なＳＥＭを用いることが好ましい。鋼板の研磨は、断面を切断後、樹脂に包埋して研磨紙等で機械研磨したのち、ダイヤモンドペーストあるいは酸化物粒子で仕上げ研磨すればよい。さらに、電解研磨やイオン研磨で仕上げ研磨してもよい。また、１ｖｏｌ％～５ｖｏｌ％の濃度のナイタルでエッチングすると、鋼の組織観察に適した段差を断面に得ることができるため、ナイタルの濃度は１ｖｏｌ％～５ｖｏｌ％が好ましい。
高強度鋼板の組織は微細であるため、１０００～３０００倍の倍率でＳＥＭ観察することが好ましい。また、各組織の面積率の算出において十分な代表性を得るため、３視野以上のＳＥＭ写真を用いることが好ましく、５視野以上がさらに好ましい。一方、視野数が多すぎるとＳＥＭ観察に時間がかかりすぎるため、ＳＥＭの視野数は１０視野以下が好ましい。
ここで、各組織のサイズおよび存在量は特に限定されないが、本発明の一実施形態として、以下のようなサイズ、存在量が例示できる。なお、アスペクト比は長軸に垂直な方向である短軸の長さに対する長軸の長さとの比、すなわち、長軸の長さ／短軸の長さを表す。また、厚さは短軸の長さ、円相当径はＳＥＭ写真から算出される各組織の面積を有する真円の直径を表す。
焼戻しマルテンサイト
アスペクト比≦８、円相当径≦３０μｍ
組織内部の炭化物の分布密度：０．１０～１２個／μｍ２
フレッシュマルテンサイトおよび残留γ
塊状：アスペクト比≦８、円相当径：３～３０μｍ
粒状：アスペクト比≦８、円相当径：０．４０μｍ以上、３μｍ未満
プレート状もしくはフィルム状：アスペクト比８超、厚さ：０．１０～８μｍ
ベイナイト
フィルム状もしくはプレート状：アスペクト比８超、厚さ≦８μｍ
塊状：アスペクト比≦８、円相当径≦３０μｍ
組織内部の炭化物の分布密度：いずれの形態においても０．１０～６個／μｍ２
炭化物
粒状：アスペクト比≦８、円相当径：０．０１μｍ以上、０．４０μｍ未満
フィルム状：アスペクト比８超、円相当径：０．０１μｍ以上、０．１０μｍ未満
本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、下地鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が２０ｇ／ｍ２以上１２０ｇ／ｍ２以下の亜鉛めっき層を有する。２０ｇ／ｍ２未満では、耐食性が低下しやすいだけでなく、めっき付着量の制御も容易ではない。一方、片面当たりのめっき付着量が１２０ｇ／ｍ２を超えるとめっき密着性が低下しやすい。
本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、実施例に記載の評価基準において良好な表面外観を有する。
本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、実施例に記載の方法で測定して得られる、亜鉛めっき層直下の、下地鋼板表面から板厚中央方向に１００μｍ以内の下地鋼板表層部の酸素含有量が、片面当り０．０３０ｇ／ｍ２未満である。下地鋼板表層部の酸素含有量は、下地鋼板表層部に存在する酸化物に由来する。下地鋼板表層部に存在する酸化物量が多いということは、下地鋼板表面に形成している酸化物も多いことになり、酸化物に起因するめっき不良が発生する。したがって、めっき不良抑制の観点から、酸素含有量は片面当たり０．０３０ｇ／ｍ２未満であることが必要である。また、さらに良好なめっき外観を得る観点から、酸素含有量は片面当たり０．０２０ｇ／ｍ２未満であることが好ましい。
本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、亜鉛めっき層の表面から深さＭ[μｍ]（１≦Ｍ≦５）で亜鉛めっき鋼板の板面と平行な面において、めっき層の亀裂の交点数が５００点／ｍｍ２以上であり、これは本発明の重要な要件である。前記の交点数の計測は亜鉛めっき層の表面から１μｍ以上５μｍ以下まで減厚した後、表面を観察することで実施し、これにより下地鋼板表面と接続している可能性が高い亀裂の形態を観察することが可能となる。減厚を５μｍ超えまで行うと下地鋼板表面の凹凸の影響で下地鋼板が露出してしまう可能性がある。一方、減厚量１μｍ未満の場合は、下地鋼板表面とは接続していない亀裂を観察してしまう可能性が高まり、水素の放出には関係のない亀裂を計測し、水素放出性を見誤る要因となる。このように計測された亀裂の交点数が５００点／ｍｍ２以上であることが、十分な水素放出性を得るために必要となる。めっき層の減厚は、減厚厚みが１μｍ以上５μｍ以下となるように、研磨前、研磨途中、研磨後の試料片厚みを測定して、機械研磨することによって行うことができる。減厚厚みは、研磨前後の試料片厚みの差から算出し、試料片の厚み測定方法は、０．１μｍ以上の精度が得られる方法であれば特に限定されず、例えば接触式の厚み測定器や、レーザーによる非接触式の厚み測定器を用いることができる。また、めっき層の減厚方法は特に限定されず、例えばＡｒスパッタリングによる減厚を行ってもよい。なお、亀裂の交点とは、１点から３本以上の亀裂が発生している点とする。高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、合金化処理後のめっき表面について、ロールとの接触や調質圧延などによりめっき層の亀裂がつぶれることがある。この際、亀裂の交点数が多く、亀裂同士が十分に連結していれば、一部の亀裂がつぶれた場合にも、つぶれていない亀裂から水素放出が可能であり、良好な水素放出性が実現できるものと考えられる。一方で、孤立した亀裂が多い場合、亀裂がつぶれることにより水素が放出する経路が失われ、水素放出性が劣化しやすいと考えられる。以上の観点から、減厚後に観察されるめっき表面の亀裂の交点数が５００点／ｍｍ２以上であれば、下地鋼板表面と接続している亀裂同士が十分に連結しており、良好な水素放出性を得ることができる。亀裂の交点数は好ましくは７００点／ｍｍ２以上であり、より好ましくは１０００点／ｍｍ２以上である。亀裂の交点数の上限値は特に限定されないが、めっき密着性の低下を抑制するため、５０００点／ｍｍ２以下とすることが好ましい。
本発明による高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の鋼中拡散性水素量は０．３０質量ｐｐｍ以下である。鋼中拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍを超えると、耐遅れ破壊特性が不十分となるため、鋼中拡散性水素量を０．３０質量ｐｐｍ以下とする必要がある。鋼中拡散性水素量は、０．１５質量ｐｐｍ以下が好ましく、０．０５質量ｐｐｍ以下がさらに好ましい。本発明の製造方法に記載の条件で、焼鈍および亜鉛めっきの合金化処理後の冷却を行うことにより、鋼中拡散性水素量を０．３０質量ｐｐｍ以下とすることができる。
本発明で製造される溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下程度である。
表１に示す化学成分の鋼を溶製して得た鋳片を熱間圧延した後、酸洗、冷間圧延することにより板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とし、この冷延鋼板を合金化溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼板とした。
オールラジアントチューブ（ＡＲＴ）型焼鈍炉を有するＣＧＬにおいて、鋼板を表２に示す条件で焼鈍した後、溶融亜鉛めっき（めっき組成：Ｚｎ－０．１４質量％Ａｌ）を施し、ガスワイピングで片面当たりのめっき目付量を約５０ｇ／ｍ２に調整し、合金化処理を行った。さらに合金化処理後は、表２に示す条件で冷却し、一部のサンプルでは再加熱および保熱を行った。この際の保熱温度は最高温度で一定とした。
こ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、亜鉛めっき層の表面を、めっき層の表面から１μｍ以上５μｍ以下の深さまで研磨し、ＳＥＭにより観察したときに、観察像に見られるめっき層の亀裂の交点数を測定した。また、亜鉛めっき層の厚み、鋼板中の拡散性水素量の測定および耐遅れ破壊特性の評価を、以下に示す測定方法および評価方法で行った。合わせて、炉内ガスの分析、鋼板の引張強度、および組織の評価も行った。以上の結果を、製造条件とともに表２に示す。
炉内ガスの分析方法
焼鈍炉内から炉内ガスを採取し、イオンクロマトグラフ法により、ＳＯ２、ＨＣｌ、を定量した。分析は３回行い、その平均値を炉内ガス濃度とした。
亜鉛めっき層の厚み計測
上記の方法で得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の幅中央部から、１０ｍｍ×１０ｍｍサイズの試料片を切り出し、めっき面が垂直になるよう樹脂に埋め込耐水研磨紙で研磨したのち、粒径１μｍのダイヤモンド砥粒で仕上げ研磨した。研磨後は０．０５％ナイタルで３０秒エッチングを実施し、４００倍の倍率で断面をＳＥＭ観察した。ＳＥＭ観察は、２次電子像を加速電圧１０ｋＶで取得した。観察視野は、試料片中央から連続した５視野とし、各視野に対し６等分した位置（５ヵ所）のめっき厚を計測した。上記手順で得られた全２５ヵ所の厚みの平均値を、亜鉛めっき層の厚みとした。
亜鉛めっき層の減厚、およびめっき層の亀裂の交点数の測定
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の幅中央部から、２０ｍｍ×２０ｍｍサイズの試料片を切り出し、アルコール脱脂を行った。その後、粒径３μｍのダイヤモンド砥粒でめっき表面を機械研磨し、次いで粒径１μｍのダイヤモンド砥粒、粒径０．２５μｍのダイヤモンド砥粒で仕上げ研磨を行うことで、めっき層の減厚を行った。減厚厚みは、研磨前後の試料片厚みの差から算出し、研磨後のめっき層の減厚厚みが１μｍ以上５μｍ以下の範囲となるよう調整した。研磨後は１％ナイタルで３０秒エッチングを実施し、５００倍の倍率でＳＥＭ観察を行った。ＳＥＭ観察は、反射電子像を加速電圧１５ｋＶで観察した。観察視野は、試料片中央から３視野×３視野の連続した９視野とし、各視野のめっき中亀裂の交点数を計測した。亀裂の交点は１点から３本以上の亀裂が発生している点とし、９視野分の交点数の和を観察視野の面積で割ることにより、面積（ｍｍ２）あたりの交点数を算出した。
鋼板中の拡散性水素量の測定
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の幅中央部から、長軸長さ３０ｍｍ、短軸長さ５ｍｍの短冊状の試験片を採取し、その試験片のめっき層をリューターで除去し、昇温放出分析装置を用いて分析開始温度２５℃、分析終了温度３００℃、昇温速度２００℃／時間の条件で水素分析し、各温度において試験片表面から放出される水素量である放出水素量（質量ｐｐｍ）を測定した。３００℃以下で検出された水素量の和を鋼板中の拡散性水素量とした。ここで、鋼中拡散性水素量が０．０５質量ｐｐｍ以下のものを優秀“◎”、０．０５質量ｐｐｍ超０．１５質量ｐｐｍ以下のものを良好“○”、０．１５質量ｐｐｍ超０．３０質量ｐｐｍ以下のものを可“△”とした。経験上、鋼中拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍを超えると、耐遅れ破壊特性が低下することが多いことから、０．３０質量ｐｐｍ超のものを不良“×”とした。
耐遅れ破壊特性の評価
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の圧延直角方向から、長軸長さ１００ｍｍ、短軸長さ２０ｍｍの短冊状の試験片を採取し、この試験片の長軸・短軸の中心位置に直径１５ｍｍ、クリアランス１２．５％で打抜き穴を形成した。この試験片を引張試験に供し、打抜き穴からの遅れ破壊発生の有無により耐遅れ破壊特性を評価した。経時変化による鋼中の拡散性水素の放出を防ぐために、合金化溶融亜鉛系めっき鋼板から短冊状の試験片を採取してから遅れ破壊の引張試験（引張速度１０ｍｍ／分）を開始するまでの時間を１０分以内とした。引張試験の負荷時間は最大１００時間とし、１００時間負荷後に亀裂（ここで、亀裂とは引張応力負荷時の破断を意味する）が生じなかった最大応力を限界応力とし、限界応力と降伏応力の比で耐遅れ破壊特性を評価した。耐遅れ破壊特性の評価基準としては、限界応力／降伏応力が１．１０以上の場合を優良“◎”、１．１０未満１．０５以上の場合を良好“〇”、１．０５未満１．００以上の場合を可“△”とし、１．００未満の場合を不良“×”とした。なお、遅れ破壊試験で評価される耐遅れ破壊特性は、一般的に強度の高い鋼板のほうが低く（不利に）なる。
めっき層直下の下地鋼板表面から板厚中央方向に１００μｍ以内の鋼板表層部の酸素含有量の測定
めっき層直下の酸素含有量測定のため、めっき層のみをアルカリ剥離した後、酸素含有量を「インパルス炉―赤外線吸収法」により測定した。ただし、素材（すなわち焼鈍を施す前の鋼板）に含まれる酸素量を差し引く必要があるので、本発明では、連続焼鈍後の高強度鋼板の両面の表層部を１００μｍ以上研磨して鋼中酸素濃度を測定し、その測定値を素材に含まれる酸素量ＯＨとし、また、連続焼鈍後の高強度鋼板の板厚方向全体での鋼中酸素濃度を測定して、その測定値を酸化後の酸素量ＯＩとした。このようにして得られた鋼板の酸化後の酸素量ＯＩと、素材にもともと含まれていた酸素量ＯＨとを用いて、ＯＩとＯＨの差（＝ＯＩ－ＯＨ）を算出し、さらに片面単位面積当たりの量を換算した値（ｇ／ｍ２）を酸素含有量とした。
めっき外観の評価
合金化溶融亜鉛系めっき鋼板のめっき外観を目視観察し、不めっき欠陥およびその兆候となるＶマーク状に生じるウロコ模様の有無を検査した。観察はコイルの先端および尾端を除く定常部のコイル幅中央付近の任意の場所からＡ４サイズの鋼板をサンプリングし、鋼板のおもて面および裏面に対して目視観察を行い、Ｎ＝５について実施した。観察した領域においていずれの欠陥も認められない場合を優良“◎”、ウロコ模様は認められるが不めっき欠陥がないものを良好“○”、ウロコ模様および０．５ｍｍより大きいサイズの不めっき欠陥が５個未満であった場合を可“△”、０．５ｍｍより大きい不めっきが５個以上認められた場合を不良“×”とした。
引張試験
合金化溶融亜鉛系めっき鋼板の圧延直角方向から（板幅方向が引張方向になるように）ＪＩＳ Ｚ２２４１ ５号試験片を採取し、この試験片についてＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を測定した。
下地鋼板組織の観察・測定
下地鋼板組織中のマルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率を、以下のようにして測定した。下地鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出し、この試料の観察面にダイヤモンドペーストによる研磨を施した後、アルミナを用いて仕上げ研磨を施した。次いで、試料の観察面を３ｖｏｌ％ナイタルでエッチングし、組織を現出させた。この試料観察面における板厚の１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織を観察し、ＳＥＭにより倍率：３０００倍で５視野観察した。得られた組織画像からマルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積を求め、この合計面積を測定面積で除した面積率を５視野分算出し、それらの値を平均したものをマルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率とした。マルテンサイト、ベイナイト、残留γならびにその他のミクロ組織の判別は、以下のように行った。
マルテンサイト
マルテンサイトには、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとの２種類がある。
焼戻しマルテンサイト
焼戻しマルテンサイトは、ＳＥＭ写真で灰色もしくは黒色に近い濃い灰色の領域である。焼戻しマルテンサイトは、旧γ粒界やフェライト等の他の組織との界面を境界とした塊状の形態を呈する。ただし、焼戻しマルテンサイトは、内部にベイナイト等の他の組織を内包して凹形状を呈する場合がある。焼戻しマルテンサイトは内部に炭化物を多く含むが、面方位に依存して炭化物が少量の場合もある。
フレッシュマルテンサイト
フレッシュマルテンサイトは、ＳＥＭ写真で灰色もしくは白色の領域である。フレッシュマルテンサイトは塊状、粒状、プレート状、あるいはフィルム状であり、炭化物を含まない。
ベイナイト
ベイナイトは、ＳＥＭ写真で濃い灰色の領域である。ベイナイトは、フィルム状、プレート状、あるいはこれらの隣接領域の一部または全部が連結した塊状のいずれかの形態を呈し、内部に炭化物を僅かに含む。生成後に焼戻し処理が施されたベイナイトは、粗大化した炭化物を含むことがある。
残留オーステナイト（残留γ）
残留γは、上記のフレッシュマルテンサイトと同一の色と形態を呈する領域である。なお、ＳＥＭ写真のコントラストからは残留γとフレッシュマルテンサイトを判別できないため、これら２つの組織をあわせた領域として識別する。
鋼板の強度を確保するために、上記のマルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率を制御する必要があるが、残部としては以下に示す組織を含んでよい。ただし、これに限定されるものではない。
フェライト
フェライトは、ＳＥＭ写真で黒色の領域である。フェライトは、塊状の形態を呈し、炭化物を殆ど含まない。ベイニティックフェライトは、内部に炭化物を殆ど含まず、フェライトと類似の機械的性質を有するので、フェライトに属する。フェライトは、内部に粒状もしくは塊状のフレッシュマルテンサイト、粒状もしくは塊状の残留γのいずれかもしくは両者を内包する場合がある。フェライト中に内包されたフレッシュマルテンサイトおよび残留γはフェライト面積率には含めず、フレッシュマルテンサイトまたは残留γの面積率として取り扱う。
炭化物
炭化物は、ＳＥＭ写真で白色の領域である。炭化物は、粒状やフィルム状の形態を呈する。炭化物は、主にフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの内部に微細に生成するが、これらの面積率は小さく無視できる。したがって、炭化物の面積率は炭化物を内包する各組織の面積率から除外せず、各組織の面積率に含める。
上記以外の組織
上記の各組織は、ＴｉＮ等の窒化物、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物や、ＭｎＳ、ＣａＳ等の硫化物、Ａｌ２Ｏ３，ＳｉＯ２等の酸化物を、合計面積率で数％程度含む場合がある。これらの面積率は小さく無視できるので、これらの窒化物、炭窒化物、硫化物、あるいは酸化物の面積率はこれらを含む各組織の面積率に含める。さらにパーライトを含む場合もある。パーライトの場合には、パーライトの面積率を個別に算出する。
表１～２によれば、本発明例の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、不めっきのない美麗な表面外観を有するとともに、優れた鋼板中の拡散性水素の放出性および耐遅れ破壊特性を有している。

Claims (7)

  1. 下地鋼板上にめっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    下地鋼板の成分が質量％で、
    Ｃ：０．０６％以上０．３０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上１．５０％未満、
    Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下、
    Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
    Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、
    Ｎ：０．００７％以下（０％を含まない）、
    Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有し、
    さらに、任意選択的に以下のＡ群～Ｈ群のうちから選んだ１群以上の成分を含有し、または、含有せずに、
    Ａ群
    Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ｔｉ：０．０８％以下（０％を含まない）、
    Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）、
    Ｗ：０．１５％以下（０％を含まない）、
    Ｚｒ：０．１５％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上；
    Ｂ群
    Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
    Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
    Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、
    Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
    Ｃｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
    Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上；
    Ｃ群
    Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、
    Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、
    ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上；
    Ｄ群
    Ｓｎ：０．２％以下（０％を含まない）、
    Ｓｂ：０．２％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上；
    Ｅ群
    Ｔａ：０．１０％以下（０％を含まない）；
    Ｆ群
    Ｔｅ：０．１０％以下（０％を含まない）、
    Ａｓ：０．１０％以下（０％を含まない）、
    Ｈｆ：０．１０％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上；
    Ｇ群
    Ｂｉ：０．２０％以下（０％を含まない）、
    Ｐｂ：０．２０％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上；
    Ｈ群
    Ｚｎ：０．１０％以下（０％を含まない）、
    Ｇｅ：０．１０％以下（０％を含まない）、
    Ｓｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、
    Ｃｓ：０．１０％以下（０％を含まない）、のうちから選ばれる１種以上
    ＳｉとＭｎの質量比（Ｓｉ／Ｍｎ）が０．２５以下で、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    前記下地鋼板上には、片面あたりのめっき付着量が２０ｇ／ｍ２以上１２０ｇ／ｍ２以下の合金化溶融亜鉛めっき層を有し、
    前記亜鉛めっき層直下の、下地鋼板表面から板厚中央方向に１００μｍ以内の鋼板表層部の酸素含有量が片面あたり０．０３０ｇ／ｍ２未満であり、
    前記亜鉛めっき層の表面から深さＭ[μｍ]（１≦Ｍ≦５）で前記鋼板の板面と平行な面において、めっき層の亀裂の交点数が５００点／ｍｍ２以上であり、
    鋼中拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記下地鋼板の表面から板厚の１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織が面積％で、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率が３０％以上である、請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記下地鋼板の表面から板厚の１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織が面積％で、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率が５０％以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記下地鋼板の表面から板厚の１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織が面積％で、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率が７０％以上であり、引張強度が１１８０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記下地鋼板の表面から板厚の１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織が面積％で、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率が８５％以上であり、引張強度が１３１０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 前記下地鋼板の表面から板厚の１／８厚～３／８厚の深さの範囲における鋼組織が面積％で、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γの合計面積率が９０％以上であり、引張強度が１４７０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
    連続式溶融亜鉛めっき設備において下地鋼板に焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を施すに際し、焼鈍加熱炉における下地鋼板温度が７００℃以上の温度域での加熱炉内雰囲気の露点が－４０℃以下であり、前記加熱炉内雰囲気が２０．０ｖｏｌ％以下の水素に加え、０．１ｖｏｌｐｐｍ以上３．０ｖｏｌｐｐｍ以下のＳＯ２または０．５ｖｏｌｐｐｍ以上１０．０ｖｏｌｐｐｍ以下のＨＣｌの少なくとも一種以上を含有し、
    亜鉛めっき層の合金化処理後から２５０℃までの冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上であり、室温まで冷却した後、以下の（１）または（２）のいずれか、または両方の工程を行う、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    （１）前記室温まで冷却した後、室温で４８時間以上保持する。
    （２）前記室温まで冷却した後、５０℃以上４００℃以下の温度まで再加熱し０．１時間以上保持する。
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