JP2013227654A - 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】成形性および形状凍結性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】規定の成分組成を有し、鋼組織が、ベイニティックフェライト（ＢＦ）＋焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）：６５％（面積％の意味。鋼組織について以下同じ）以上、フレッシュマルテンサイト（Ｍ）：３〜１８％、残留オーステナイト（残留γ）：５％以上、およびポリゴナルフェライト（Ｆ）：５％以下（０％を含む）を満たし、かつ、規定の平均ＫＡＭ＜１．００°：０．５０゜以上を満たし、更に、引張強度が９８０ＭＰａ以上であるところに特徴を有する高強度冷延鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法に関するものである。
近年、自動車においては、環境への配慮から燃費の向上が望まれており、そのために車体の軽量化が進んでいる。また、車体を軽量化しても安全性を維持できるように、車体を構成する様々な鋼部材において、従来よりも強度の高い（引張強度が９８０ＭＰａ以上の）鋼板の需要が高まっている。しかしながら、強度が高くなると成形性の低下および形状凍結性の低下が起こりやすいため、強度が高く、かつ形状凍結性および成形性（延性、穴拡げ性）の良好な鋼板が必要とされている。
これまでにも、上記特性を向上させるべく、様々な提案がなされている。例えば特許文献１には、組織分率、残留オーステナイト中のＣ濃度、第２相組織間の距離、第２相組織の粒径を制御することによって、ＴＳ×ＥＬバランスと形状凍結性を改善できた旨示されている。しかし、強度レベルのより高い鋼板を対象に、上記特性を確保したものではない。
また特許文献２には、成分を適正範囲に制御（特にＣｒとＭｎの合計量を規定範囲に制御）することで、組織と析出物形態を制御し、曲げ加工性と形状凍結性を改善する技術が示されている。本技術では、組織と析出物の制御のためにＣｒを多量に含有させているが、より高い成形性を確保するにあたっては、成分設計の更なる検討が必要であると思われる。
特許文献３には、強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板とめっき鋼板を得るべく、組織を制御、特に、α鉄の（２００）面におけるＸ線回折ピークの半価幅を０．２２０°以下に制御している。この組織の制御は、組織（ベイニティックフェライト）内の転位密度を低減することを意味している。しかし高強度領域において、延性と穴拡げ性の両特性を高めるには、別の手段を検討する必要があると思われる。
特許文献４には、延性および伸びフランジ性に優れ、しかも引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るべく、焼戻しマルテンサイトと上部ベイナイト（後述するＫＡＭ値が低いと思われる）を所定量存在させている。また特許文献５も、上記特許文献４と同様に、上部ベイナイトを所定量存在させることによって、成形性を確保した技術である。
特許文献６には、加工性に優れ、かつ引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るべく、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト）を主体とすることが示されている。また特許文献７は、耐水素脆性に優れた超高強度薄鋼板を得るものであり、組織をベイニティックフェライト及びマルテンサイトとすると共に、残留オーステナイト結晶粒の形態を制御している。
特開２０１０−２３６０６６号公報 特開２０１０−２２２６８８号公報 特開２００６−２７４４１７号公報 特開２０１０−０９０４７５号公報 特開２０１０−０６５２７３号公報 特開２０１１−０４７０３４号公報 特開２０１１−１９０４７４号公報
本発明も、９８０ＭＰａ以上であって、成形性および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るべくなされたものであって、その目的は、上記従来技術と異なり、製造工程における焼鈍でのオーステンパー処理を低温短時間とし、所定の組織を有する新規の上記鋼板を製造することにある。
上記課題を解決し得た本発明の成形性および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板は、
Ｃ：０．１〜０．３％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、および
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を満たし、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
鋼組織が、
ベイニティックフェライト（ＢＦ）＋焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）：６５％（面積％の意味。鋼組織について以下同じ）以上、
フレッシュマルテンサイト（Ｍ）：３〜１８％、
残留オーステナイト（残留γ）：５％以上、および
ポリゴナルフェライト（Ｆ）：５％以下（０％を含む）を満たし、かつ、
平均ＫＡＭ＜１．００°：０．５０゜以上
［但し、上記「平均ＫＡＭ＜１．００°」は、複数箇所のＫＡＭ（方位差、Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ、単位は「°」）値の１．００゜未満における平均値を示す。］
を満たし、更に、引張強度が９８０ＭＰａ以上であるところに特徴を有する。
上記高強度冷延鋼板は、更に、
（ａ）Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、およびＶ：０．０１〜０．１％よりなる群から選択される少なくとも１種の元素や、
（ｂ）Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％、およびＢ：０．０００１〜０．００５％よりなる群から選択される少なくとも１種の元素、
（ｃ）Ｃｕ：０．０１〜１％、およびＮｉ：０．０１〜１％よりなる群から選択される少なくとも１種の元素、
（ｄ）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、およびＭｇ：０．０００５〜０．００５％よりなる群から選択される少なくとも１種の元素
を含んでいてもよい。
本発明には、上記高強度冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されているところに特徴を有する成形性および形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板も含まれる。
また本発明には、上記高強度冷延鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層が形成されているところに特徴を有する成形性および形状凍結性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も含まれる。
更に本発明には、上記高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
前記成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ3〜９６０℃の温度域（Ｔ１）に加熱した後、該温度域（Ｔ１）から５００℃までを平均冷却速度（ＣＲ１）５℃／ｓ以上で冷却し、５００℃から（Ｍｓ−２００）〜４２０℃の温度域（Ｔ２）までを平均冷却速度（ＣＲ２）１０℃／ｓ以上で冷却し、次いで該温度域（Ｔ２）で１０〜７０秒（ｔ２）保持するところに特徴を有する成形性および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法も含まれる。
また、前記高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、前記成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ3〜９６０℃の温度域（Ｔ１）に加熱した後、該温度域（Ｔ１）から５
００℃までを平均冷却速度（ＣＲ１）５℃／ｓ以上で冷却し、５００℃から（Ｍｓ−２００）〜４２０℃の温度域（Ｔ２）までを平均冷却速度（ＣＲ２）１０℃／ｓ以上で冷却し、次いで該温度域（Ｔ２）で１０〜７０秒（ｔ２）保持した後、亜鉛浴に浸漬するところに特徴を有する成形性および形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法も含まれる。
更には、前記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、前記成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ3〜９６０℃の温度域（Ｔ１）に加熱した後、該温度域（Ｔ１）から５００℃までを平均冷却速度（ＣＲ１）５℃／ｓ以上で冷却し、５００℃から（Ｍｓ−２００）〜４２０℃の温度域（Ｔ２）までを平均冷却速度（ＣＲ２）１０℃／ｓ以上で冷却し、次いで該温度域（Ｔ２）で１０〜７０秒（ｔ２）保持した後、亜鉛浴に浸漬し、更に、４５０〜５６０℃の合金化処理温度（Ｔ３）で合金化処理を行うところに特徴を有する成形性および形状凍結性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法も含まれる。
本発明によれば、規定の組織に調整されて、自動車用部品に好適な、成形性と形状凍結性に優れた、高強度（９８０ＭＰａ以上）冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、これらを「鋼板」と総称する場合がある）を提供することができる。尚、本発明において、「成形性に優れる（高成形性）」とは、９８０ＭＰａ以上の引張強度において、引張強度と伸びのバランス（ＴＳ×ＥＬバランス）、および引張強度と穴拡げ性のバランス（ＴＳ×λバランス）に優れることをいう。また、「形状凍結性に優れる」とは、降伏比（ＹＲ）が低いことをいう。
図１は、本発明の製造方法における焼鈍工程を説明するためのヒートパターンを示す概略図である。 図２は、実施例における焼鈍工程のヒートパターンの概略図である。 図３は、実施例で測定したＫＡＭ値の分布の一例（本発明例）である。 図４は、実施例で測定したＫＡＭ値の分布の一例（比較例）である。
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、ＴＳ×ＥＬバランスおよびＴＳ×λバランスの向上（高成形性）および、低ＹＲ化（高形状凍結性）を同時に達成するには、鋼組織の母相をベイニティックフェライト＋焼戻しマルテンサイトとした上で、残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトを所定量存在させ、かつポリゴナルフェライトは極力存在させないようにすることが有効であることがわかった。また、上記組織を得るには、特にＳｉ量を１．０％以上とすると共に、製造工程における焼鈍で、γ単相域で均熱後、比較的低温域まで所定の冷却速度で冷却し、該低温域で短時間保持することが必要であることを見出し、本発明を完成した。
まず、本発明で組織を規定した理由について述べる。
[鋼組織]
本発明の鋼板は、母相組織を、ベイニティックフェライト（ＢＦ）＋焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）（以下、これらを併せて「ＢＦ＋ＴＭ」と示す）とする。ＢＦ＋ＴＭは、伸び（ＥＬ）および穴拡げ性（λ）を損なうことなく高強度化を図るのに有効な組織である。よって、ＢＦ＋ＴＭは６５％（面積％）以上占めるようにする。（ＢＦ＋ＴＭ）量は、好ましくは７０％以上であり、より好ましくは７５％以上である。尚、ＢＦとＴＭが材料特性へ及ぼす影響は類似しているため、これらを区別する必要はない。即ち、ＢＦ＋ＴＭにおけるそれぞれの組織の割合を規定する必要はなく、本発明では、ＢＦ＋ＴＭの合計量で規定する。
更に、ＢＦ＋ＴＭはラス状の組織を有しているが、本発明者らは、このラスサイズの微細化と、結晶粒内の転位密度の上昇により、穴拡げ性を損ねることなく、更なる高強度化が図れることを見出した。
上記ＢＦ＋ＴＭのラスサイズと結晶粒内の転位密度は、ＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値によって評価することができる。
ＫＡＭ値とは、対象となる測定点とその周囲の測定点との間における結晶回転量（結晶方位差）の平均値であり、この値が大きいほど、結晶中に歪が多く存在することを意味している（測定方法の詳細は、実施例に示す）。本発明者らは、上記ＫＡＭ値と鋼組織の関係について調べたところ、ＫＡＭ値が１．００゜未満の領域がＢＦ＋ＴＭに対応することを確認した（ＫＡＭ値が１．００゜以上の領域は、主にＭおよび粒界に対応する）。
よって、ＫＡＭ値が１．００゜未満の領域を対象に、上述したラスサイズの微細化と結晶粒内の転位密度を高めて、穴拡げ性を損ねることなく更なる高強度化を図るための手段（即ち、良好なＴＳ×λバランスを得るための手段）について検討した。その結果、ＫＡＭ値が１．００゜未満の領域における、ＫＡＭ値の平均値（以下、これを「平均ＫＡＭ＜１．００°」と示す）が０．５０°以上（即ち、複数測定点のＫＡＭ値の分布において、１．００゜未満の領域のＫＡＭ値が高い側に多く存在している状態）であれば、良好なＴＳ×λバランスが得られることを見出した。
尚、ＫＡＭ値が１．００゜未満の領域には、Ｆ領域も含まれるが、本発明では、Ｆ量が小さい（５％以下である）ため無視できる。よって、平均ＫＡＭ＜１．００°は、ＢＦ＋ＴＭ領域の平均ＫＡＭ値を意味するといえる。
上記平均ＫＡＭ＜１．００°は、好ましくは０．５２°以上、より好ましくは０．５４°以上である。尚、上限はＴＳ×ＥＬバランスの観点から、０．７°程度となる。
尚、ＫＡＭ値の解析では、ＣＩ（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）≦０．１の測定点は信頼性に欠けると考え、解析から除外した。上記ＣＩとは、各測定点で検出された電子線後方散乱回折像が、指定された結晶系（鉄の場合はｂｃｃあるいはｆｃｃ）のデータベース値とどれだけ一致するかの指標で、データの信頼度を表すものである。
上述の通り、ＢＦ＋ＴＭを６５％以上とし、かつ平均ＫＡＭ＜１．００°を０．５０°以上とすることによって、高強度を達成できるが、高強度化をこれらのみで達成すると、高ＹＲとなり、形状凍結性が悪化する。そこで本発明では、フレッシュマルテンサイト（Ｍ）も存在させる。このＭも高強度化に有効であり、かつＭ中の可動転位はＹＲを下げるのに有効である。本発明では、平均ＫＡＭ＜１．００°が０．５０°以上を満たすＢＦ＋ＴＭ中に、Ｍを３％以上存在させることによって、高強度化、低ＹＲ化および高成形性を同時に達成することができる。Ｍ量は、好ましくは５％以上、より好ましくは６％以上である。ただしＭが多すぎると、成形性（ＴＳ×ＥＬバランスやＴＳ×λバランス）の劣化を招くため、Ｍ量は１８％以下とする。Ｍ量は、好ましくは１４％以下、より好ましくは１０％以下である。
また本発明では、残留オーステナイト（残留γ）を存在させることによって、ＴＳ×ＥＬバランスを向上させる。よって、残留γ量は５％以上とする。残留γ量は、好ましくは６％以上であり、より好ましくは７％以上である。尚、残留γ量の上限は、おおよそ２０％程度である。
一方、本発明では、ポリゴナルフェライト（Ｆ）が混在すると、ＴＳ×λバランスの低下を招くため、Ｆは極力低減させるのがよく、本発明ではＦ量を５％以下とする。Ｆ量は、好ましくは３％以下であり、最も好ましくは０％である。
次に、上記組織を確保すると共に、鋼板の更なる成形性向上等のための成分組成と製造条件について説明する。
まず、成分組成について説明する。
［成分組成］
〔Ｃ：０．１〜０．３％〕
Ｃは、鋼の強化能が高い元素であり、また、オーステナイトを安定化させて残留γを確保するためにも重要な元素である。更にＣは、高温からの冷却中にポリゴナルフェライトの生成を抑制する効果も有している。こうした作用を発揮させるため、０．１％以上、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．１７％以上含有させる。しかし、０．３％を超えて含有させると溶接性が劣化するため、Ｃ量の上限を０．３％とする。Ｃ量は、好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２％以下である。
〔Ｓｉ：１．０〜３．０％〕
Ｓｉは、固溶強化元素として鋼の高強度化に寄与する元素である。また、炭化物の生成を抑える効果を有しており、オーステナイト中にＣを凝縮させて安定化させ、残留γの確保に重要な元素でもある。こうした作用を発揮させるため、Ｓｉを１．０％以上、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．４％以上含有させる。しかしＳｉを、３．０％を超えて含有させると、熱間圧延時に著しいスケールが形成されて、鋼板表面にスケール跡疵が付き表面性状が悪化するため、Ｓｉ量の上限を３．０％とする。Ｓｉ量は、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。
〔Ｍｎ：０．５〜３．０％〕
Ｍｎは、鋼の強度を高めるだけでなく、オーステナイトの安定化に直接作用する重要な元素である。また、焼入れ性向上元素でもあり、ポリゴナルフェライトの生成抑制の効果も有する元素である。こうした作用を発揮させるため、Ｍｎを０．５％以上、好ましくは１．０％以上、より好ましくは２．０％以上含有させる。しかしＭｎを、３．０％を超えて含有させると、鋳片割れが生じる等の悪影響を引き起こすため、上限を３．０％とした。Ｍｎ量は、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．５％以下である。
〔Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）〕
Ｐは、粒界偏析による粒界脆化を助長して成形性を劣化させる元素である。よってＰは少ない方がよく、本発明ではＰ量の上限を０．１％とする。好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
〔Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）〕
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、これが割れの起点となって成形性を劣化させる元素である。よってＳは少ない方がよく、本発明ではＳ量の上限を０．０３％とする。好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。
〔Ａｌ：０．０１〜１．０％〕
Ａｌは、脱酸材として作用する元素であり、こうした作用を発揮させるため、Ａｌを０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上含有させる。しかしＡｌを、１．０％を超えて含有させると、鋼板中にアルミナなどの介在物が多く生成し、成形性が劣化するため、Ａｌ量の上限を１．０％とする。Ａｌ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．１％以下である。
〔Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）〕
Ｎは、窒化物を形成し、この窒化物が割れの起点となって成形性を劣化させる元素である。よって、Ｎは少ない方がよく、本発明ではＮ量の上限を０．０１％とする。好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
本発明の鋼板の成分は、上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物からなるものである。また、上記元素に加えて更に、下記元素を適量含有させることにより、更なる強度の向上や靱性、耐食性等の向上を図ることができる。以下、これらの元素について詳述する。
〔Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、およびＶ：０．０１〜０．１％よりなる群から選択される少なくとも１種の元素〕
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、いずれも組織を微細化して鋼板の強度と靭性の向上に作用する元素であり、必要に応じて添加してもよい。こうした作用を発揮させるには、いずれの元素であっても、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以上であり、更に好ましくは０．０２％以上である。しかし、いずれの元素も０．１％を超えて含有させると、上記効果が飽和するだけでなく、降伏比が上昇して形状凍結性が劣化するため、それぞれの元素の上限を０．１％とした。好ましくは、それぞれ０．０８％以下であり、より好ましくはそれぞれ０．０６％以下である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、それぞれ単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。
〔Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％、およびＢ：０．０００１〜０．００５％よりなる群から選択される少なくとも１種の元素〕
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、いずれも高温からの冷却中にポリゴナルフェライトが生成するのを抑制する元素であり、必要に応じて添加してもよい。こうした作用を発揮させるため、Ｃｒ、Ｍｏについては、それぞれ０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上である。またＢについては、０．０００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１％以上である。しかし、いずれの元素も過剰に含有させると、効果が飽和するだけでなく、成形性が劣化するため、Ｃｒ、Ｍｏについては、上限を１％とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．６％以下である。またＢ量の上限は０．００５％とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、それぞれ単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。
〔Ｃｕ：０．０１〜１％、およびＮｉ：０．０１〜１％よりなる群から選択される少なくとも１種の元素〕
Ｃｕ、Ｎｉは、いずれも鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。こうした作用を発揮させるため、いずれの元素であっても、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上であり、更に好ましくは０．１％以上である。しかし、いずれの元素も１％を超えて含有させると、上記効果が飽和するだけでなく、成形性が劣化するため、それぞれの上限を１％とした。好ましくは、それぞれ０．８％以下であり、より好ましくはそれぞれ０．６％以下である。ＣｕおよびＮｉは、それぞれ単独で含有させてもよいし、併用して含有させてもよい。
〔Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、およびＭｇ：０．０００５〜０．００５％よりなる群から選択される少なくとも１種の元素〕
Ｃａ、Ｍｇは、Ｃｕ、Ｎｉと同じく鋼板の耐食性を向上させるのに作用する元素であり、必要に応じて添加してもよい。こうした作用を発揮させるため、いずれの元素であっても、０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１％以上であり、更に好ましくは０．００３％以上である。しかし、いずれの元素も過剰に含有させると成形性が悪くなるため、それぞれ上限を０．００５％とした。好ましくはそれぞれ０．００４５％以下、より好ましくはそれぞれ０．００４０％以下である。
［製造方法］
製造工程として、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を順次行って得られた上記成分組成を有する冷延鋼板を、焼鈍、更には必要に応じてめっき処理、合金化処理を行うにあたり、上記規定の組織を得るには、特に上記焼鈍の条件（高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、更に合金化処理の条件）を下記の通りとする。その他の工程については、一般的に行われている条件を採用すればよい。尚、本発明では、焼鈍直前の鋼板を「冷延鋼板」とし、冷延鋼板に対して規定の焼鈍を施したものを「高強度冷延鋼板」と示して区別する。
以下では、焼鈍（熱処理）工程について図１を用いて説明する。この図１は、本発明の製造方法における焼鈍工程を例示した概略説明図であり、下記に説明するＴ１、ｔ１、ＣＲ１、ＣＲ２、Ｔ２、ｔ２、Ｔ３、ｔ３、ＣＲ３、ＣＲ３'および ＣＲ３''は、図１中のこれらの記号と対応している。
〔焼鈍工程における加熱温度（Ｔ１）：Ａｃ3〜９６０℃〕
焼鈍工程において、まずγ単相域まで加熱することが必要である。加熱温度が二相域の低い温度ではＦが多くなり、ＴＳ×λバランスが低下するからである。また上記Ｆの混入により、未変態γ中にＣが濃化し、オーステンパ中のＢＦ変態が抑制されるため、所望量のＢＦ＋ＴＭを確保することが困難になるとともに、過剰なＭが生成されて、ＴＳ×ＥＬバランスとＴＳ×λバランスが低下する。よって本発明では、焼鈍工程における加熱温度（Ｔ１）をＡｃ3以上とする。Ｔ１は、好ましくはＡｃ3＋３０℃以上、より好ましくはＡｃ3＋５０℃以上である。
一方、Ｔ１が高すぎると組織が粗大化して引張強度が低下する。よって、Ｔ１は９６０℃以下とする。好ましくは９４０℃以下、より好ましくは９２０℃以下である。
尚、Ｔ１での保持時間（ｔ１）は、１０〜１０００秒（ｓ）であることが好ましい。１０秒を下回ると、十分にγ単相域まで加熱することが難しく、また、１０００秒を超えると、組織が粗大化し、成形性が悪化し易いからである。
〔加熱温度（Ｔ１）から５００℃までの平均冷却速度（ＣＲ１）：５℃／ｓ以上〕
〔５００℃から（Ｍｓ−２００）〜４２０℃の温度域（Ｔ２）までの平均冷却速度（ＣＲ２）：１０℃／ｓ以上〕
加熱温度（Ｔ１）から５００℃までの平均冷却速度（ＣＲ１）が遅いと、Ｆが生成してＴＳ×λバランスが低下する。よって本発明では、ＣＲ１を５℃／ｓ以上とする。好ましくは１０℃／ｓ以上、より好ましくは１５℃／ｓ以上である。尚、ＣＲ１の上限は、おおよそ５００℃／ｓ程度である。
また５００℃から（Ｍｓ−２００）〜４２０℃の温度域（オーステンパ温度域）（Ｔ２）までの平均冷却速度（ＣＲ２）が遅いと、ＫＡＭ値の低い（転位密度の低い）ＢＦが生成し（即ち、平均ＫＡＭ＜１．００°が０．５０°を下回り）、ＴＳ×λバランスが低下する。よって本発明では、ＣＲ２を１０℃／ｓ以上とする。ＣＲ２は、好ましくは１５℃／ｓ以上である。尚、ＣＲ２の上限は、実操業上５００℃／ｓ程度である。
尚、上記図１では、Ｔ１からの冷却中５００℃で冷却速度を変化させているが、これに限定されず、上記ＣＲ１とＣＲ２の条件を満たせば、５００℃で冷却速度を変えることなく、加熱温度（Ｔ１）から（Ｍｓ−２００）〜４２０℃の温度域（Ｔ２）までの平均冷却速度を一定、即ち、ＣＲ１＝ＣＲ２としてもよい。
本発明における「平均冷却速度」とは、（冷却開始温度−冷却停止温度）／（冷却に要した時間）である。下記のＣＲ３、ＣＲ３'および ＣＲ３''についても同じである。
尚、５００℃から平均冷却速度（ＣＲ２）１０℃／ｓ以上で冷却する場合の冷却停止温度がＭｓ以下の場合は、一部にＭが形成されるが、このＭは、下記温度域Ｔ２で保持されることによってＴＭとなる。
〔（Ｍｓ−２００）〜４２０℃の温度域（オーステンパ温度、Ｔ２）で１０〜７０秒（ｓ）（ｔ２）保持〕
この工程は、ＢＦ＋ＴＭと残留γを生成させるために重要な工程である。詳細には、ＭはＴＭとなり、また未変態γからＢＦが生成する工程である。更に、未変態γへのＣ濃化が促進されて、所望の残留γ確保にも必要な工程である。
Ｔ２が、（Ｍｓ−２００）℃を下回ると、冷却停止時点での未変態γが少ないため、十分な残留γを確保できなくなり、その結果ＴＳ×ＥＬが低下する。また、Ｍが減少して、高ＹＲ化するため好ましくない。Ｔ２は、好ましくは（Ｍｓ−１５０）℃以上であり、より好ましくは（Ｍｓ−１００）℃以上である。
一方、Ｔ２が４２０℃を超えると、ＢＦ＋ＴＭ中の転位密度が小さくなって平均ＫＡＭ＜１．００°が低くなり、ＴＳ×λバランスが低下する。また、最終組織にＭが多くなりやすくなる。よってＴ２は４２０℃以下とする。Ｔ２は、好ましくは４００℃以下、より好ましくは３８０℃以下である。
尚、上述した温度範囲内であれば、保持温度は一定である必要はなく、所定の温度範囲内で変動しても本発明の趣旨を損なわない。
また、上記Ｔ２での保持時間（ｔ２）が、１０秒を下回ると、γへのＣ濃化が進まず十分な残留γを確保できないため、ＴＳ×ＥＬバランスが低下する。また、ＢＦ変態が十分に進まずにＭ量が増加して、ＴＳ×ＥＬバランスとＴＳ×λバランスが低下する。よってｔ２は１０秒以上とする。好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上である。
一方、ｔ２が７０秒を超えると、平均ＫＡＭ＜１．００°が小さくなり、ＴＳ×λが低下する。またｔ２が長すぎると、ＢＦ変態が進みすぎて、最終組織のＭが減少し、その結果、高ＹＲとなるため好ましくない。更には、長時間であるため、生産性も悪くなる。よって、ｔ２は７０秒以下とする。好ましくは６０秒以下である。
本発明は、この様にＴ２を比較的低温域とし、かつこのＴ２で短時間保持するものである点で、上述した特許文献３〜７とは相違する。即ち、特許文献３では、４８０〜３５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で１００〜４００秒間保持または緩冷却することが示されており、保持時間が長い。また特許文献４では、オーステナイト単相域で加熱後、一旦、低温域（５０〜３００℃）まで冷却し、それから３５０〜４９０℃の温度域に昇温するといった本発明とは異なる工程を採用している。また特許文献５では、第一温度域＋第二温度域の合計保持時間が２２０秒以上と長い。更に特許文献６では、１００℃から（Ｍｓ−１０℃）の温度域で８０秒以上と長く保持している。また、特許文献７で行われている（Ｍｓ−２０℃）〜Ｂｓの保持時間は２４０秒と長くなっており、マルテンサイトの確保と高い平均ＫＡＭ＜１．００の確保が困難と思われる。上記の通り、これらの技術では保持時間が長いことから、本発明で規定する平均ＫＡＭ＜１．００°が小さく、０．５０°以上を達成できていないと思われる。
高強度冷延鋼板を得る場合、上記焼鈍後、室温までの平均冷却速度（ＣＲ３）は、１℃／ｓ以上で冷却することが挙げられる。この冷却で、未変態γの一部はＭとなり、一部は残留γとして残る。平均冷却速度（ＣＲ３）を１℃／ｓ以上とすることによって、冷却中に未変態γが分解するのを抑え、十分量の残留γを確保することができる。尚、平均冷却速度（ＣＲ３）の上限は、５００℃／ｓ程度である。
〔めっき処理〕
上記熱処理後にめっきを施してもよい。浴への浸漬は、材料特性に影響するものではない。めっき処理自体は、一般的に行われている方法を採用すればよく、例えば、一般的に用いられている溶融亜鉛めっき浴の温度を、４００〜５００℃程度に制御することが挙げられる。また、（片面あたりの）めっき付着量も特に限定されず、例えば２０〜１００ｇ／ｍ2の範囲とすることが挙げられる。
高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る場合、上記めっき処理後、室温までの平均冷却速度（ＣＲ３'）は、１〜５００℃／ｓとすることが挙げられる。その理由は、上記ＣＲ３と同じである。
〔合金化処理温度（Ｔ３）：４５０〜５６０℃〕
合金化処理温度（Ｔ３）が５６０℃を超えると、未変態γが分解し、十分な残留γを確保できなくなる。その結果、ＴＳ×ＥＬバランスが低下する。また、平均ＫＡＭ＜１．００°も小さくなりＴＳ×λバランスが低下する。更には、炭化物の析出により、高ＹＲ化するとともに、ＴＳ×ＥＬバランスとＴＳ×λバランスが低下する。よって本発明では、Ｔ３を５６０℃以下とする。Ｔ３は、好ましくは５４０℃以下、より好ましくは５２０℃以下である。一方、合金化処理温度が４５０℃を下回ると、合金化が進まないため、Ｔ３は、４５０℃以上とする。Ｔ３は好ましくは４８０℃以上である。
尚、合金化処理時間（ｔ３）は、一般的な条件を採用することができ、例えば５〜６０秒程度とすることができる。
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る場合、上記合金化処理後、室温までの平均冷却速度（ＣＲ３''）は、１〜５００℃／ｓとすることが挙げられる。その理由は、上記ＣＲ３と同じである。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
実機をシュミレーションして、表１に示す化学成分組成の鋼塊を真空溶製で作製した後、１２５０℃に加熱してから熱間圧延を行い、仕上げ圧延温度：８８０℃で熱間圧延を終了した後、巻取り温度：６００℃まで冷却し、該温度で３０ｍｉｎ保持してから炉冷して熱延鋼板を得た。更に、酸洗により表面のスケールを除去し、その後４６〜６２％の冷延率で冷間圧延を行って、１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。そして次に示す通り焼鈍（熱処理）を行った。即ち、図２および下記表２に示す通り、均熱温度Ｔ１（℃）で９０秒保持し、Ｔ１から５００℃までを平均冷却速度ＣＲ１（℃／ｓ）で、また５００℃からＴ２（℃）までを平均冷却速度ＣＲ２（℃／ｓ）で冷却した後、当該温度域（Ｔ２）でｔ２（秒）保持した。
高強度冷延鋼板（ＣＲ）は、上記焼鈍後、平均冷却速度（ＣＲ３）１５℃／ｓで室温まで冷却して得た。高強度溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）は、上記熱処理後、４６０℃の亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施した後、平均冷却速度（ＣＲ３'）１５℃／ｓで室温まで冷却して得た。また高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、亜鉛めっき浴に浸漬後、さらに表２に示す合金化処理温度Ｔ３（℃）で３５秒間の合金化処理を行ってから、平均冷却速度（ＣＲ３''）１５℃／ｓで室温まで冷却して得た。
片面あたりのめっき付着量は、４０ｇ／ｍ2であった。
尚、Ａｃ3およびＭｓは、「レスリー鉄鋼材料科学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、ｐ．２７３およびｐ．２３１）に記載されている下記式により算出した（下記式において、［元素］は、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を示す）。下記式において、鋼板に含まれない元素の含有量は０％として計算した。
Ａｃ3（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］1/2−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−３０×［Ｍｎ］−１１×［Ｃｒ］−２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋１２０×［Ａｓ］＋４００×［Ｔｉ］
Ｍｓ（℃）＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］
得られた各鋼板を用いて、組織分率の測定、平均ＫＡＭ＜１．００°の測定、および機械特性の評価を下記の通り行った。
［組織分率の測定］
（残留γ）
残留γは、ＢＦのラス間などに多く存在しており、組織観察で量を測定するのは困難であるため、Ｘ線回折を使用して、残留γ量を測定した。
即ち、鋼板をｔ／４まで研削した後、化学研磨してからＸ線回折強度測定により求めた。入射Ｘ線には、Ｃｏ−Ｋαを用い、フェライト（ポリゴナルフェライトやベイニティックフェライトを含む、広義のフェライト）の（２００）、（２１１）、（２２０）各面の回折強度に対するオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）各面の強度比から残留γ量を計算した。尚、上記Ｘ線回折で求められる残留γ量は、体積率として算出されるが、この体積率の値はそのまま面積率と読み替えることができる。よって本発明では、残留γ量の単位を面積率とみなして取り扱う。
（ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト＋焼戻マルテンサイト、フレッシュマルテンサイト）
板幅方向に垂直な断面のｔ／４位置を観察できるように試験片を採取し、機械研磨の後に、ナイタール腐食を施し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を使用して３０００倍で観察した。そして、画像解析により、Ｆ（ポリゴナルフェライト）、Ｍ（フレッシュマルテンサイト）のそれぞれの面積率を測定した。この測定を３視野で行い、３視野の平均値を求めた。
また、ＢＦ＋ＴＭの面積率は、組織観察より測定可能であるが、本実験範囲内では、組織がＦ、ＢＦ＋ＴＭ、Ｍおよび残留γのみから構成されるため、ＢＦ＋ＴＭ（面積％）は、［１００（面積％）−Ｆ（面積％）−Ｍ（面積％）−残留γ（面積％）］から求めた。
［平均ＫＡＭ＜１．００°の測定］
板厚ｔ／４まで研削した後に機械研磨を施した試料を７０゜傾斜させた状態で、ＳＥＭにて、１ｓｔｅｐ：０．１２５μｍで、５０μｍ×５０μｍの領域の電子線後方散乱回折像を測定し、この測定結果から、解析ソフト（テクセムラボラトリーズ社製ＯＩＭシステム）を用いて、各測定点におけるＫＡＭ値を求めた。
各測定点のＫＡＭ値を測定した結果（分布）の一例を図３および図４に示す。図３は、Ｎｏ．２６（本発明例）のＫＡＭ値の分布を示したグラフであり、図４は、Ｎｏ．１２（比較例）のＫＡＭ値の分布を示したグラフである。本発明では、１．００°未満のＫＡＭ値を対象とするものであり、図３および図４において黒色で示された部分がこれに相当する。この黒色部分のＫＡＭ値の平均値が平均ＫＡＭ＜１．００°である。図３と図４を対比すると目視では分布の相違がほとんどみられないように思われるが、上記解析結果では、Ｎｏ．２６（図３）の平均ＫＡＭ＜１．００が０．５２であり、Ｎｏ．１２（図４）の平均ＫＡＭ＜１．００が０．４９であり相違している。本発明では、この平均ＫＡＭ＜１．００のわずかな相違が、後述するとおり特性に大きく影響する。
尚、本実施例におけるその他の例も、上記図３や図４の通り測定して平均ＫＡＭ＜１．００°を求めた。
［機械特性の評価］
（引張試験）
ＪＩＳ５号試験片（評点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を、鋼板の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬ（全伸び）を測定した。尚、歪速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
（穴拡げ試験）
鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１に基づいて評価した。具体的には、鋼板にφ１０ｍｍの穴をパンチで打ち抜いた後、６０°円錐パンチを用いてバリを上にして穴拡げ加工を行い、亀裂貫通時点における穴拡げ率λを測定した。
そして、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の場合を高強度であると評価し、このＴＳ９８０ＭＰａ以上において、ＴＳ×ＥＬ≧１６（ＧＰａ・％）およびＴＳ×λ≧３０（ＧＰａ・％）を満たす場合を成形性に優れていると評価し、またＹＲ（＝１００×ＹＳ／ＴＳ）≦８０（％）を満たす場合を形状凍結性に優れていると評価した。
これらの結果を表３に示す。
表１〜３より次の様に考察できる（以下、「Ｎｏ．」は実験Ｎｏ．を示す）。即ち、Ｎｏ．１〜３、１３〜１６および１８〜４０は、本発明で規定する方法で製造し、成分組成および組織が規定の範囲内にあるため、引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、成形性および形状凍結性に優れた、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、または合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。
これに対し、Ｎｏ．４〜１２および１７は、成分組成、製造条件のいずれかが、規定の要件を外れるため、所望の組織が得られず、いずれかの特性に劣る結果となった。
即ち、Ｎｏ．４は、Ｔ１が低く二相域で加熱した結果、Ｆが多くなり、ＴＳ×λバランスが低下した。また、Ｆの混入により未変態γ中にＣが濃化し、その結果、オーステンパ中のＢＦ変態が遅延してＭが多くなり、ＴＳ×ＥＬバランスおよびＴＳ×λバランスが低下した。
Ｎｏ．５は、ＣＲ１が小さすぎるため、冷却中にＦが生成し、ＴＳ×λバランスが低下した。
Ｎｏ．６は、ＣＲ２が小さすぎるため、冷却中に低ＫＡＭ値のＢＦが生成して平均ＫＡＭ＜１．００°が小さくなり、ＴＳ×λバランスが低下した。
Ｎｏ．７は、Ｔ２が低すぎるために十分な残留γを確保することができず、ＴＳ×ＥＬバランスが低下した。また、Ｍが減少して、ＹＲが高くなった。
Ｎｏ．８は、Ｔ２が高すぎるために、平均ＫＡＭ＜１．００°が小さくなり、ＴＳ×λバランスが低下した。
Ｎｏ．９は、ｔ２が短すぎるために、所望量のＢＦ＋ＴＭと残留γを確保できず、Ｍ量が過剰となり、その結果、ＴＳ×ＥＬバランスとＴＳ×λバランスが低下した。
Ｎｏ．１０は、ｔ２が長すぎるため、平均ＫＡＭ＜１．００°が小さくなり、ＴＳ×λバランスが低下した。
Ｎｏ．１１は、ｔ２が更に長いため、Ｍを確保することができず、ＹＲが高くなった。また、平均ＫＡＭ＜１．００°が小さくなり、ＴＳ×λバランスが低下した。
Ｎｏ．１２は、Ｔ３が高すぎるため、所望量の残留γを確保できず、また平均ＫＡＭ＜１．００°が小さくなり、更には炭化物析出の影響などにより、ＴＳ×λバランスとＴＳ×ＥＬバランスが低下した。
Ｎｏ．１７は、Ｓｉ量が少なすぎるため、十分量の残留γを確保できず、ＴＳ×ＥＬバランスが低下した。

Claims (10)

  1. Ｃ：０．１〜０．３％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）、
    Ｓｉ：１．０〜３．０％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
    Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、
    Ａｌ：０．０１〜１．０％、および
    Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を満たし、
    残部が鉄および不可避不純物からなり、
    鋼組織が、
    ベイニティックフェライト（ＢＦ）＋焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）：６５％（面積％の意味。鋼組織について以下同じ）以上、
    フレッシュマルテンサイト（Ｍ）：３〜１８％、
    残留オーステナイト（残留γ）：５％以上、および
    ポリゴナルフェライト（Ｆ）：５％以下（０％を含む）を満たし、かつ、
    平均ＫＡＭ＜１．００°：０．５０゜以上
    ［但し、上記「平均ＫＡＭ＜１．００°」は、複数箇所のＫＡＭ（方位差、Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ、単位は「°」）値の１．００゜未満における平均値を示す。］
    を満たし、更に、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする成形性および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板。
  2. 更に、
    Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１％、および
    Ｖ：０．０１〜０．１％
    よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 更に、
    Ｃｒ：０．０１〜１％、
    Ｍｏ：０．０１〜１％、および
    Ｂ：０．０００１〜０．００５％
    よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有する請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 更に、
    Ｃｕ：０．０１〜１％、および
    Ｎｉ：０．０１〜１％
    よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
  5. 更に、
    Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、および
    Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％
    よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
  6. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする成形性および形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする成形性および形状凍結性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  8. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
    請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ3〜９６０℃の温度域（Ｔ１）に加熱した後、該温度域（Ｔ１）から５００℃までを平均冷却速度（ＣＲ１）５℃／ｓ以上で冷却し、５００℃から（Ｍｓ−２００）〜４２０℃の温度域（Ｔ２）までを平均冷却速度（ＣＲ２）１０℃／ｓ以上で冷却し、次いで該温度域（Ｔ２）で１０〜７０秒（ｔ２）保持することを特徴とする成形性および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  9. 請求項６に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
    請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ3〜９６０℃の温度域（Ｔ１）に加熱した後、該温度域（Ｔ１）から５００℃までを平均冷却速度（ＣＲ１）５℃／ｓ以上で冷却し、５００℃から（Ｍｓ−２００）〜４２０℃の温度域（Ｔ２）までを平均冷却速度（ＣＲ２）１０℃／ｓ以上で冷却し、次いで該温度域（Ｔ２）で１０〜７０秒（ｔ２）保持した後、亜鉛浴に浸漬することを特徴とする成形性および形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 請求項７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、
    請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ3〜９６０℃の温度域（Ｔ１）に加熱した後、該温度域（Ｔ１）から５００℃までを平均冷却速度（ＣＲ１）５℃／ｓ以上で冷却し、５００℃から（Ｍｓ−２００）〜４２０℃の温度域（Ｔ２）までを平均冷却速度（ＣＲ２）１０℃／ｓ以上で冷却し、次いで該温度域（Ｔ２）で１０〜７０秒（ｔ２）保持した後、亜鉛浴に浸漬し、更に、４５０〜５６０℃の合金化処理温度（Ｔ３）で合金化処理を行うことを特徴とする成形性および形状凍結性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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