JP5192991B2 - 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものであり、特に、めっき密着性に優れると共に加工性（特に伸び性）にも優れた、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および該方法で製造された、上記特性を具備する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。

近年、地球環境問題の観点から自動車の低燃費化が求められており、その一つとして車体重量の軽量化が求められている。また自動車の衝突安全性（衝突時のエネルギー吸収性等）の向上も求められているが、従来の鋼板を用いた場合には車体の重量増が懸念される。この相反する二つの課題を解決するため、９８０ＭＰａを超える高強度鋼板が開発されている。また、このような高強度鋼板に複雑なプレス成形や曲げ加工を施して、バンパーやインパクトビーム等といった自動車用構造部品を製造するにあたり、鋼板には、優れた加工性（例えば延性、曲げ性、穴拡げ性）も兼備していることが求められる。

ところで、上記自動車用構造部品には、溶接性、塗装後耐食性などに優れた合金化溶融亜鉛めっき（以下「ＧＡ」と省略する）鋼板が使用されている。該ＧＡ鋼板は、溶融亜鉛めっき（以下「ＧＩ」と省略する）鋼板を加熱して素地鋼板中のＦｅをめっき層へ拡散させ、ＦｅとＺｎを合金化することによって得られる。上述の通り、自動車用構造部品製造時に複雑なプレス成形が行われるため、ＧＡ鋼板も加工性に優れていることが要求されている。

このようなニーズに応えるには、ＧＡ鋼板の素地鋼板として、ＴＲＩＰ（Transformation Induced Plasticity：変態誘起塑性）鋼からなるものが好適である。ＴＲＩＰ鋼は、オーステナイト組織が残留しており、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以上の温度で加工変形させると、応力によって残留オーステナイト（残留γ）がマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる鋼である。その種類として幾つか挙げられ、例えば、ポリゴナルフェライトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型複合組織鋼（ＴＰＦ鋼）；焼戻マルテンサイトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型焼戻マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）；ベイニティックフェライトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型ベイナイト鋼（ＴＢＦ鋼）等が知られている。このうちＴＢＦ鋼は、硬質のベイニティックフェライトによって高強度が得られ易く、また当該組織中には、ラス状のベイニティクフェライトの境界に微細な残留オーステナイトが生成し易く、この様な組織形態が非常に優れた伸びをもたらすといった特徴を有している。更にＴＢＦ鋼は、１回の熱処理（連続焼鈍工程またはめっき工程）によって容易に製造できるという製造上のメリットもある。

上記ＴＢＦ鋼からなる鋼板として、特許文献１では、鋼組織において、ベイニティックフェライトおよびマルテンサイトを母相とすると共に、残留オーステナイトを存在させた複合組織とし、かつ、ベイニティックフェライトのラス間にサブミクロンオーダーの残留オーステナイトを存在させている。この様な組織とすることにより、１１８０ＭＰａ以上の高強度、１０％以上の全伸び、および優れた耐水素脆性を確保できた旨示されている。
特開２００６−２０７０１６号公報

自動車用構造部品に用いられるＧＡ鋼板には、上述した様な複雑なプレス成形の際の優れた加工性に加えて、鋼板素地とめっき層との優れた密着性（以下、めっき密着性ということがある）も要求される。ＧＡ鋼板のめっき密着性が低いと、プレス成型時に、ＧＡ鋼板表面のめっき層が粉状または塊状に剥離する現象（いわゆるパウダリングやフレーキング）を生じ、型かじりの原因となったり、めっき剥離部の耐食性が劣化する。また、剥離しためっき片によりキズが生じるという問題もある。特に、近年のＧＡ鋼板の強度の飛躍的な向上に伴い、プレス成型条件も厳しくなるため、めっき層の受けるダメージが大きくなり、上記パウダリング等がより生じやすくなっている。

これに対し特許文献１の技術は、１１８０ＭＰａ以上の高強度域において耐遅れ破壊性を高めることについて主眼が置かれたものであって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として用いた場合のめっき密着性を検討したものではない。

特にＴＲＩＰ鋼板は、特許文献１にも記載の通り、室温でも安定した残留γによる優れた延性向上効果を利用するものであるが、この様な残留γを含む組織を得るにあたり、鋼板中に室温で不安定な未変態組織（オーステナイト：結晶構造は面心立方格子（ＦＣＣ）、本発明で規定する室温でも安定して存在する残留オーステナイトとは区別される）が残存する場合がある。

この未変態組織が、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理後の冷却工程（巻き取り）時に、マルテンサイト（結晶構造は体心立方格子（ＢＣＣ））などに変態すると、体積変化（ＦＣＣ→ＢＣＣ）が生じ、鋼板素地とめっき層との密着性が低下することが懸念される。その結果、この様なめっき密着性の低下したＧＡ鋼板にプレス成型を施した時に、鋼板に加わる加工にめっき層が追従できず、上記パウダリング等が生じ易くなる、といった問題が生じうる。

本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、上記の様な未変態組織を抑制して、めっき密着性に優れると共に、高強度かつ加工性（特に、伸び性）に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るための有用な製造方法、および該方法によって得られる、上記特性を具備した高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。

本発明に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法とは、Ｃ：０．１０〜０．３０％（化学成分組成について「質量％」を意味する。以下同じ）、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％含まない）、およびＡｌ：０．０１〜０．５％を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板を用い、溶融亜鉛めっきラインにおいて、オーステナイト化温度（Ａｃ３点）以上に保持後、（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｂｓ点の温度域まで冷却し、該温度域にて３００秒間以上保持し、その後、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を順次施すところに特徴を有する。

特には、前記溶融亜鉛めっきラインにおいて、酸化性雰囲気下で８５０〜９５０℃に加熱保持し、次いで還元性雰囲気下で、前記オーステナイト化温度（Ａｃ３点）以上に保持後、（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｂｓ点の温度域まで冷却することが好ましい。

前記製造方法で用いる鋼板として、更に、
（ａ）Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、およびＮｂ：０．０１〜０．５％よりなる群から選択される１種以上の元素、
（ｂ）Ｂ：０．０００１〜０．１％、
（ｃ）Ｃｕ：０．００３〜０．５％、および／またはＮｉ：０．００３〜１．０％、
（ｄ）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、および／またはＭｇ：０．０００５〜０．０１％、を含むものを用いてもよい。

本発明は、上記方法で製造された引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も規定するものであって、該高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板が上記成分組成を満たすと共に、全組織に対する面積率で、ベイニティックフェライトが７０％以上、および残留オーステナイトが１〜２０％を満たし、かつ前記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸長さ／短軸長さ）が５以上（但し、前記短軸長さは１μｍ以下）であるところに特徴を有する。

本発明によれば、めっき密着性に優れると共に加工性（特に伸び性）にも優れた、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を実現でき、例えば、サイドメンバ、サイドシル、クロスメンバ、ピラー下部などの自動車用補強部材等の自動車部品を提供することができる。

高強度鋼材として従来より一般に採用されている焼戻しマルテンサイト鋼や、マルテンサイト＋フェライト鋼の場合、複雑な形状のプレス加工を施す場合に張り出し成形性（延性）が十分でない。そこで本発明者らは、高強度かつ加工性に優れると共に、めっき密着性にも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を実現すべく鋭意研究を行った。

その結果、該鋼板の母材組織は、ラス状のベイニティックフェライトを主相とし、残留オーステナイトを第二相とすると共に、該残留オーステナイトの結晶粒の形態を下記の通り制御すればよいことを見出した。この様に合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材組織を規定した理由について、以下に詳述する。

〈ベイニティックフェライト：７０％以上〉
ベイニティックフェライトは、一般のフェライトとは異なり板状のフェライトで転位密度が高く、従来の高強度鋼の主相として適用されているマルテンサイトと同様に組織全体の強度を容易に高めることができる。また、ラス状のベイニティックフェライトの境界に、第二相として微細なラス状の残留オーステナイトが生成し易く、非常に優れた加工性が得られるといったメリットもある。この様な作用を有効に発揮させるには、全組織に対する面積率で、ベイニティックフェライトを７０％以上とする。好ましくは７２％以上、より好ましくは７５％以上である。尚、その上限は、他の組織（残留オーステナイト）とのバランスによって決定され得、後述する残留オーステナイト以外の組織（フェライト等）を含有しない場合には、その上限が９９％に制御される。

尚、本発明でいうベイニティックフェライトは、上述の通り、板状のフェライトであって、転位密度が高い下部組織を意味しており、転位がないか、または極めて少ない下部組織を有するポリゴナルフェライト（本発明ではこのポリゴナルフェライトをフェライトという）とは、ＳＥＭ観察によって以下の通り、明瞭に区別される。

即ち、ベイニティックフェライトはＳＥＭ写真では濃灰色を示すが、ポリゴナルフェライトはＳＥＭ写真において黒色であり、多角形の形状で、内部に残留オーステナイトやマルテンサイトを含まない。

〈残留オーステナイト（残留γ）：１〜２０％〉
残留オーステナイトは、上述の通り全伸びの向上に有用であるため、全組織に対する面積率で１％以上存在させる。好ましくは２％以上、より好ましくは３％以上である。尚、この残留オーステナイトが多量に存在すると、高強度を確保できなくなるため、その上限を２０％（好ましくは１８％、より好ましくは１５％）とする。

上記残留オーステナイトの安定性の観点からは、残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγO）が０．８質量％以上であることが推奨される。またこのＣγOを０．８質量％以上に制御すれば伸び等を有効に高めることもできる。好ましくは１．０質量％以上であり、より好ましくは１．２質量％以上である。尚、上記ＣγOは高い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は概ね１．６質量％と考えられる。

〈残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸長さ／短軸長さ）が５以上（但し、前記短軸長さは１μｍ以下）〉
第二相組織である残留オーステナイトが粗大な塊状として鋼中に存在すると、応力負荷時に粗大な塊状のマルテンサイトに変態し易い。このマルテンサイトと他の組織には硬度差があり、硬度差のある界面にボイドが生じやすい。この生成したボイドが連結することにより破壊に至りやすくなり、加工性が低下する原因となる。また、上記粗大な塊状のマルテンサイトが粒界近傍に存在すると、該マルテンサイト自体が破壊の起点ともなりうる。

従来のＴＲＩＰ鋼板中の残留オーステナイトの結晶粒はミクロンオーダーの塊状であるが、本発明では、サブミクロンオーダーと微細な形状でかつラス状にすることにより、同じ加工量でも減少する残留オーステナイト量が少なく、上記粗大なマルテンサイトやボイドによる割れの発生も抑制されて優れた加工性を示す。

尚、加工時の残留オーステナイトの安定化は、ＴＲＩＰ鋼板の誘起変態加工性の低下に影響を及ぼすものでない。

具体的には、残留オーステナイト結晶粒の短軸長さを１μｍ以下とする。好ましくは０．５μｍ以下、より好ましくは０．３０μｍ以下である。尚、残留オーステナイトの安定性向上の確保からは、その結晶粒が小さいほど好ましいが、実操業上、上記短軸長さのおおよその下限値は１０ｎｍ（０．０１μｍ）程度となる。

また、その形状を平均軸比（長軸／短軸）で５以上のラス状とする。上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比は、好ましくは１０以上、更に好ましくは１５以上である。一方、ＴＲＩＰ効果を有効に発揮させるには残留オーステナイトの厚さがある程度必要となる。この点を考慮すれば、上記平均軸比の上限を３０とするのが好ましく、より好ましくは２０以下である。

この様に残留オーステナイトの形状を微細かつラス状とすれば、粗大塊状残留オーステナイトよりも加工に対する安定度が高い（同じ加工量で、減少する残留オーステナイト量が少ない）ため、鋼板に加工が加わった際に、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果により、鋼板強度と高レベルの加工性を両立させることができる。

また、残留オーステナイト結晶粒間の最隣接距離が１μｍ以下（好ましくは０．８μｍ以下、より好ましくは０．５μｍ以下）を満たせば、残留オーステナイト結晶粒の微細に分散した状態を形成できるので好ましい。

残留オーステナイトは「ＥＢＳＰ（Electron Back Scatter diffraction Pattern）検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭ（Field Emission type Scanning Electron Microscop）」により、ＦＣＣ（面心立方格子）として観察される領域を意味する。

上記ＥＢＳＰは、試料表面に電子線を入射させ、このときに発生する反射電子から得られた菊池パターンを解析することにより、電子線入射位置の結晶方位を決定するものであり、電子線を試料表面に２次元で走査させ、所定のピッチごとに結晶方位を測定すれば、試料表面の方位分布を測定することができる。

ＥＢＳＰによる測定の一具体例を次に挙げる。板厚１／４の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域（約５０×５０μｍ、測定間隔は０．１μｍ）を測定対象とすることが挙げられる。尚、当該測定面まで研磨する際には、残留オーステナイトの変態を防ぐため電解研磨を行う。次に、上記「ＥＢＳＰ検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭ」を用い、ＳＥＭの鏡筒内にセットした試料に電子線を照射する。スクリーン上に投影されるＥＢＳＰ画像を高感度カメラで撮影し、コンピューターに画像として取込む。そしてコンピューターで画像解析を行い、既知の結晶系［残留オーステナイトの場合はＦＣＣ相］を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって決定したＦＣＣ相をカラーマップする。この様にしてマッピングされた領域の面積率を求め、これを「残留オーステナイトの面積率」とする。尚、上記解析に係るハードウェアおよびソフトとして、TexSEM Laboratories Inc.のＯＩＭ（Orientation Imaging MicroscopyTM）システムを用いることができる。

また該残留オーステナイトの詳細分析（残留オーステナイト結晶粒の平均軸比等の測定）は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡，Transmission Electron Microscope）を用い、倍率約１５０００〜６００００倍で鋼板の任意の５視野を観察して行う。残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸長さ／短軸長さ、アスペクト比）は、残留オーステナイト結晶粒の長軸長さと短軸長さをそれぞれ測定して軸比（長軸長さ／短軸長さ）を求め、５視野における平均値を算出して平均軸比とした。尚、残留オーステナイト結晶粒の短軸長さ（１μｍ以下）も、上記５視野における残留オーステナイト結晶粒の短軸長さの平均値を算出して求めた。

〈その他の組織について〉
本発明の鋼板は、上記組織のみ（即ち、ベイニティックフェライトと残留オーステナイトとの混合組織）から構成されていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、本発明の鋼板の製造過程で必然的に残存し得る他の組織も含みうる。具体的には、低温生成相であるマルテンサイトや、フェライト（尚、ここでいう「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度がないか或いは極めて少ないフェライトを意味する）、パーライトを有していても良いが、これらの組織のうち、マルテンサイトの面積率は２０％未満（好ましくは１５％未満、より好ましくは１２％未満）であることが好ましく、フェライトおよび／またはパーライトも少なければ少ない程好ましい。

上記組織を容易に形成して強度および加工性を十分に高めると共に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として必要なその他の特性も兼備させるには、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板の成分組成（即ち、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造に用いる鋼板の成分組成）を、下記の通り満足させる必要がある。

〈Ｃ：０．１０〜０．３０％〉
Ｃは、鋼板の強度を確保するための必須元素であり、また、鋼板中の残留オーステナイトの生成および安定に寄与する元素である。これらの効果を発揮させるため、本発明ではＣ量を０．１０％以上とする。好ましくは０．１２％以上である。しかしながらＣ量が過剰になると、溶接性が劣化するため０．３０％以下に抑える。好ましくは０．２５％以下である。

〈Ｓｉ：１．０〜３．０％〉
Ｓｉは、残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える重要な元素である。また、材質を十分に硬質化させるのに有効な置換型固溶体強化元素でもある。この様な作用を有効に発現させるべく、Ｓｉを１．０％以上含有させる。好ましくは１．２％以上である。しかしながら、多量のＳｉが含まれていると、鋼の強度が高くなりすぎて圧延負荷が増大し、生産性を阻害する。また、熱間圧延でのスケール形成が顕著になるため、鋼板の表面性状が劣化しやすくなり、その結果、鋼板の化成処理性やめっき付着性も低下して、不めっき発生の原因となる。更には、焼鈍の際にオーステナイト相が得られ難くなる。よって、Ｓｉ量は３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下である。

〈Ｍｎ：１．０〜５．０％〉
Ｍｎは、鋼板の強度確保に有効な元素であり、かつオーステナイトを安定化させ、所望の残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量を１．０％以上とする。好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると偏析が顕著になり、また、加工性や溶接性が劣化し易くなるため、Ｍｎ量は５．０％以下とする。好ましくは４．０％以下である。

〈Ｐ：０．１％以下（０％含まない）〉
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため、低い方が望ましく、その上限を０．１％とする。好ましくは０．０５％以下である。

〈Ｓ：０．０１％以下（０％含まない）〉
Ｓが過剰に含まれていると、硫化物系介在物が増大して鋼板の強度が低下し易くなるため、Ｓ量の上限を０．０１％とする。Ｓ量は好ましくは０．００５％以下である。

〈Ａｌ：０．０１〜０．５％〉
Ａｌは、脱酸のために必要な元素である。また、Ａｌは残留オーステナイトを安定化するのに有効な元素である。そのため、Ａｌを０．０１％以上含有させる。好ましくは０．０３％以上である。しかしＡｌが過剰に含まれると、効果が飽和するだけでなく、アルミナ等の介在物が増加して加工性が劣化するため、Ａｌ量の上限を０．５％とする。Ａｌ量は好ましくは０．３％以下である。

本発明で規定する含有元素は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。鋼中に、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物として、Ｎ（窒素）等が含まれ得る。また、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更なる特性を付与すべく、下記に示す他の元素を更に含有させることもできる。

〈Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、およびＮｂ：０．０１〜０．５％よりなる群から選択される１種以上の元素〉
これらの元素は、鋼板の強度をより向上させるのに有効な元素である。Ｃｒは、固溶強化元素であり、また、焼き入れ性を向上させて鋼板の強度を向上させるのに大変有効な元素である。これらの効果を十分に発揮させるには、Ｃｒ量を０．１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１５％以上である。しかしＣｒ量が過剰になると、その効果は飽和し、加工性が劣化するため、Ｃｒ量の上限を３．０％とすることが好ましい。Ｃｒ量のより好ましい上限は２．０％である。

ＴｉおよびＮｂは、結晶粒を微細化させて、靱性を損なうことなく鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。該効果を十分発揮させるには、Ｔｉ、Ｎｂのいずれの場合も０．０１％以上（より好ましくは０．０３％以上）含有させることが好ましい。しかし過剰に含有させても、その効果が飽和するだけでなくコストがかさむ原因となるため、Ｔｉ、Ｎｂのいずれの場合も上限を０．５％（より好ましくは０．３％）とすることが好ましい。Ｔｉ、Ｎｂは各々単独で含有させてもよいし、ＴｉとＮｂを併せて含有させてもよい。

〈Ｂ：０．０００１〜０．１％〉
Ｂは、鋼板の焼き入れ性を向上させ、強度向上に有効な元素である。該効果を十分に発揮させるには０．０００１％以上（より好ましくは０．０００１５％以上）含有させることが好ましい。一方、Ｂが過剰に含まれていると熱間加工性が劣化するため、その上限を０．１％とすることが好ましい。Ｂ量のより好ましい上限は０．０５％である。尚、このＢと上記Ｔｉとを併せて含有させることによって、塗装密着性を向上させることもできる。

〈Ｃｕ：０．００３〜０．５％、および／またはＮｉ：０．００３〜１．０％〉
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも固溶強化元素であり、鋼板の強度を向上させるのに寄与する。またＣｕ、Ｎｉは、鋼板自体の耐食性を向上させる元素でもある。これらの効果を十分に発揮させるには、Ｃｕ、Ｎｉのいずれの場合も０．００３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上である。しかし、本発明ではめっきの形成により耐食性が高められるため、過剰に含有させても、その効果が飽和しコストがかさむ原因となる。よって、Ｃｕ量の上限を０．５％（より好ましくは０．４％）、Ｎｉ量の上限を１．０％（より好ましくは０．８％）とすることが好ましい。Ｃｕ、Ｎｉは各々単独で含有させてもよいし、ＣｕとＮｉを併せて含有させてもよい。

〈Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、および／またはＭｇ：０．０００５〜０．０１％〉
Ｃａ、Ｍｇは、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性を向上させるのに有効な元素である。また、鋼板表面の腐食に伴う界面雰囲気の水素イオン濃度の上昇を抑制、即ちｐＨの低下を抑制して鋼板の耐食性（特には、耐局部腐食性）を高めるのに有効な元素である。これらの効果を十分発揮させるには、Ｃａ、Ｍｇのいずれの場合も０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、過剰に含まれていると加工性が劣化するため、Ｃａ量の上限を０．００５％、Ｍｇ量の上限を０．０１％とすることが好ましい。

〈製造方法〉
本発明では、製造条件を下記の通り制御することが重要であり、特に、素地鋼板が亜鉛めっき浴に浸漬される前までに、鋼板中に存在する未変態組織の変態（オーステナイトから、ベイニティックフェライトやマルテンサイト、フェライト、室温でも安定な残留オーステナイトへの変態）を完了させることによって、めっき浴浸漬後に生じる組織変態を抑制することができ、その結果、特に、鋼板素地とめっき層との密着性を向上でき、併せて高強度かつ優れた加工性も発揮する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを見出した。

具体的には、上記成分組成を満たす鋼板を用い（より具体的には、例えば、上記成分組成を満たす鋳造スラブを加熱し、熱間圧延を行った後、必要に応じて酸洗、冷間圧延を行い）、溶融亜鉛めっきラインにおいて、オーステナイト化温度（Ａｃ３点）以上に保持後、（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｂｓ点の温度域（Ｔｏ）まで冷却し、該温度域（Ｔｏ）にて３００秒間以上保持し、その後、めっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施し、次いで合金化処理を施す。以下、各製造工程について詳述する。

熱間圧延の具体的条件は特に限定されず、例えば、加熱温度を約１１００〜１３００℃、仕上げ圧延温度を約８００〜９５０℃、巻き取り温度を約７００℃以下の範囲内で行うことが好ましい条件として挙げられる。上記加熱温度は、仕上げ圧延温度の確保およびオーステナイト結晶粒の粗大化防止の観点から、上記の温度内に制御するのが好ましい。巻き取り温度を約７００℃以下に制御するのは、これ以上の高温で巻き取ると、鋼板表面のスケールが厚くなり、酸洗性が劣化するためである。なお仕上げ圧延後の冷却速度は、パーライト生成を抑制するため、約３０〜１２０℃／ｓの範囲に制御することが好ましい。

冷間圧延は加工性を高めるため、必要に応じて行われる。この時の冷延率は３０％以上であることが好ましい。冷延率が３０％未満であると、所望の製品を得るべく熱延板を薄く長くする必要が生じ、生産性が低下し易くなるからである。

上記熱間圧延（必要に応じて、酸洗、冷間圧延）後、溶融亜鉛めっきラインにて以下の条件で熱処理を行う。即ち、オーステナイト化温度（Ａｃ３点）以上に保持後、（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｂｓ点の温度域まで冷却し、該温度域にて３００秒間以上保持する。この条件で熱処理を行うことによって、未変態組織の変態を完了させて、所望の組織を得ることができる。上記各条件を設定した理由について詳述する。

溶融亜鉛めっきラインにて、まずオーステナイト化温度（Ａｃ３点）以上に加熱する。高強度かつ優れた加工性を確保するのに必要なベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトを、後工程である冷却工程や恒温保持工程を経て確保するには、鋼板組織を、まず完全なオーステナイト単相組織とすべく、オーステナイト化温度（Ａｃ３点）以上の温度域（Ｔ１）で加熱する必要がある。例えば上記加熱温度を８００℃程度以上とする。一方、（Ａｃ３点＋１５０℃）を超える温度に加熱しても、強度、加工性等には悪影響を与えないが、加熱するための負荷が増加するため生産性が低下する。また、冷却過程での制御が困難になるため過冷却などが生じ、所定の残留オーステナイトが得られ難くなる。更に、必要以上に高温加熱すると、Ｍｎ、Ｃｒなどのめっき性を低下させる元素が鋼板表面へ濃化し、鋼板素地とめっき層の密着性に悪影響を及ぼすおそれがある。よって、加熱温度の上限は（Ａｃ３点＋１５０℃）とすることが好ましい。

上記Ｔ１における保持時間（ｔ１）は１０〜１８００秒間とすることが好ましい。ｔ１が１０秒間未満の場合には、鋼板組織が十分にオーステナイト化せず、セメンタイトやその他の合金炭化物が残存してしまう。ｔ１は、より好ましくは３０秒間以上である。一方、ｔ１が１８００秒間を超えると、オーステナイト粒が成長し粗大化するため加工性（伸びフランジ性）が悪化しやすくなる。また、必要以上に長時間加熱すると生産性が著しく低下する。ｔ１はより好ましくは６００秒間以下である。

次いで、前記鋼板を、（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｂｓ点の温度域まで冷却する。鋼板組織のパーライト変態を抑制するため、前記加熱保持後、（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｂｓ点の温度域（Ｔｏ、恒温変態温度）までは、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。尚、上記Ｍｓ点はマルテンサイト変態開始温度、Ｂｓ点はベイナイト変態開始温度である。

該平均冷却速度が、比較的低速（例えば５〜１０℃／ｓ程度）の場合は、組織中のフェライト分率が増加したりフェライト粒径が大きくなることにより、鋼板強度が低下する傾向にあるため、より好ましくは１０℃／ｓ以上とする。一方、冷却速度が速過ぎると、冷却終了時での温度制御が困難になるため、その上限を１００℃／ｓ程度とすることが好ましい。

また、上記（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｂｓ点の温度域（Ｔｏ）まで冷却し、該温度域（Ｔｏ）で保持することにより、鋼板組織をベイニティックフェライト主体の組織とすることができる。

Ｔｏの上限がＢｓ点を超えると、パーライト組織が多量に生成し、要求される特性の発揮に必要なベイニティックフェライトを十分に確保できない。一方、Ｔｏの下限がＭｓ点を下回ると、鋼板組織中にマルテンサイトが生成することがあるが、主相のベイニティックフェライトと共存しているため従来のマルテンサイト単相よりも加工性に優れる。しかし、Ｔｏの下限が（Ｍｓ点−５０℃）を下回ると残留オーステナイトが減少する傾向があるので、Ｔｏの下限は（Ｍｓ点−５０℃）とする。所望とする加工性を確保するため、また引き続きめっき処理を施す場合に、めっき浴に鋼板浸漬前に鋼板温度が低すぎるとめっき付着性が悪化するため、前記Ｔｏの下限は（Ｍｓ点−４０℃）とすることが好ましく、Ｔｏの上限は（Ｂｓ点−１０℃）とすることが好ましい。

本発明においては、上記Ｔｏでの保持時間（ｔｏ）を３００秒間以上とすることが重要である。この様にＴｏで３００秒間以上保持することにより、鋼板組織中の特定箇所（ベイニティックフェライトのラス間）に、特定形状（平均軸比の小さい）の残留オーステナイトを形成させることができる。また、鋼板組織中に残存する未変態組織（未変態オーステナイト：ＦＣＣ）を、ベイニティックフェライトやフェライト、マルテンサイト等（これらはいずれもＢＣＣ）、または、室温でも変態しない安定な残留オーステナイト（ＦＣＣ）に完全に変態を完了させて、未変態組織を無くすことができ、後工程での不要な組織変態を抑制でき、鋼板素地と亜鉛めっき層との優れた密着性を確保できる。

ｔｏが３００秒間未満の場合には、組織変態が十分完了しない場合もあるため、鋼板組織中に未変態組織が残存してしまう。その結果、上述した通り、めっき工程以降で組織変態が生じてしまい、鋼板素地と亜鉛めっき層の密着性が低下する。ｔｏは、好ましくは３３０秒間以上、より好ましくは３６０秒間以上である。一方、ｔｏが１８００秒間を超えると、所望の残留オーステナイトが得られにくくなる。また、ベイニティックフェライトの転位密度が小さくなり、水素トラップ能が低下するという問題もある。ｔｏは、より好ましくは１２００秒間以下、更に好ましくは６００秒間以下である。

尚、温度域Ｔｏで保持時間ｔｏ保持した際の組織の変態進行度を知るには、（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｂｓ点の間の温度域で数点（５０℃間隔程度でよい）調査した熱膨張線図を予備データとして用いればよい。該Ｔｏで得られた熱膨張線図から組織の変態完了する時間を把握することができる。

上記熱処理を経た後、続いて溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を順次実施する。本発明は、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理の詳細な条件まで規定するものではないが、良好なめっき外観を得ると共に、上記工程で得られた組織を維持する観点からは、以下に示す条件で溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施すことが推奨される。

溶融亜鉛めっき処理は、上記熱処理後、鋼板が上記恒温変態温度（Ｔｏ）にある状態で行うことが好ましい。この温度域（Ｔｏ）で行うことにより、変態完了した組織の分解（残留オーステナイト→セメンタイトおよびフェライト）を抑制することができる。鋼板の温度が、Ｔｏの下限を下回るとめっき密着性が低下し易く、またＴｏの上限を上回ると組織変態が完了しない状態でめっき処理を施すことになり、上述した通り、めっき付着後に組織変態が生じてめっき密着性が低下するおそれがある。

亜鉛めっき浴の温度は、めっき付着性、並びにめっき浴の管理上から、該Ｔｏの範囲内でも特に約４００〜５００℃とすることがより好ましい。更に好ましくは、約４４０〜４８０℃である。また亜鉛めっき浴への浸漬時間は１〜５秒とすることが好ましい。めっき浴の組成は特に限定されず、例えば有効Ａｌ濃度が０．０７〜０．１３質量％の溶融亜鉛めっき浴とするのが好ましい。また、めっき浴浸漬前に、めっき付着性向上のために鋼板温度をめっき浴温付近（該Ｔｏの領域）まで加熱しても良い。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、ＴＲＩＰ鋼板の特性を有効に発揮させるには、合金化後も、残留オーステナイトがセメンタイトとフェライトに変態して消失してしまうことなく残存していることが必要である。本発明では、この様な観点から、溶融亜鉛めっき鋼板の合金化処理を、該Ｔｏの範囲内（変態した組織の分解を抑制するためには、４５０〜５２０℃の範囲内がより好ましい）で、１〜３０秒（合金化時間）保持して合金化を行うことが好ましい。前記合金化時間は、約５〜３０秒の範囲内に制御することがより好ましい。合金化の加熱方法は特に限定されず、例えばガス加熱、インダクションヒーター加熱などの慣用の手段を採用することができる。合金化処理後は、約１℃／ｓ以上の冷却速度で常温まで冷却すればよい。

素地鋼板が高Ｓｉ（例えば０．２％以上のＳｉ）含有鋼板である場合には、還元性雰囲気中の焼鈍によって、めっき層と濡れ性の悪い酸化物が生成され、これが鋼板表面に濃化して鋼板のめっき性を劣化させるといった問題が生じうる。

このような高Ｓｉ含有素地鋼板を用いて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、鋼板表面を加熱酸化し、次いでこれを還元焼鈍した後、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬する方法（酸化還元めっき法）を採用し、該方法の条件（酸化還元条件）を適宜調整することが有効である。

具体的には、前記溶融亜鉛めっきラインにおいて、酸化性雰囲気下で８５０〜９５０℃に加熱して５〜６０秒保持し、続いて還元性雰囲気下で、上述した熱処理、即ち、オーステナイト化温度（Ａｃ３点）以上に保持後、（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｂｓ点の温度域（Ｔｏ）まで冷却することが推奨される（Ｔｏで加熱保持する工程以降は、後述する通り、雰囲気条件を特に問わない）。

尚、本発明において、「酸化性雰囲気」とは、おおよそ２０〜２５体積％のＯ_２ガスを含む雰囲気をいい、「還元性雰囲気」とは、水素を１体積％以上含み、残部が実質的に窒素ガスである雰囲気をいう。

上記酸化性雰囲気とすることによって、鋼板表面にＦｅ酸化層を形成させ、続いて還元性雰囲気下とすることによって、上記Ｆｅ酸化層を還元して、鋼板表面に表面積の大きいポーラスなＦｅ層を形成させることができる。尚、上記８５０〜９５０℃に加熱するのは、鋼板組織を十分にオーステナイト単層化するためである。高強度かつ優れた加工性を確保するのに必要なベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトを、後工程である冷却工程や恒温保持工程を経て確保するには、該酸化性雰囲気にて８５０℃以上で加熱保持することが好ましい。一方、９５０℃を超える温度に加熱しても、加熱するための負荷が増加し、生産性が低下するため好ましくない。

上記酸化還元めっき法を採用すれば、還元により鋼板表面にポーラスなＦｅ層が形成され、亜鉛めっき浴中に存在するＡｌと反応することにより、厚いＡｌ濃化表面領域を形成する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。

尚、上記恒温変態温度（Ｔｏ）での加熱保持やそれ以降の処理における雰囲気条件は、上述した通り特に限定されず、還元性雰囲気条件である必要はない。

上記工程を経て得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対し、各種塗装、塗装下地処理、有機皮膜処理などを行うことも可能である。まためっき鋼板上にフィルムラミネート処理を施してもよい。

上記塗装を行う場合には、各種用途に応じてリン酸塩処理などの化成処理を施したり、電着塗装を施してもよい。塗料は公知の樹脂が使用可能であり、エポキシ樹脂、フッ素含有樹脂、シリコンアクリル樹脂、ポリウレタン樹脂、アクリル樹脂、ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、アルキッド樹脂、メラミン樹脂などを公知の硬化剤と共に使用することが可能である。特に耐食性の観点からはエポキシ樹脂、フッ素含有樹脂、シリコンアクリル樹脂の使用が推奨される。その他、塗料に添加される公知の添加剤、例えば着色用顔料、カップリング剤、レベリング剤、増感剤、酸化防止剤、紫外線安定剤、難燃剤などを添加してもよい。

また塗料の形態も特に限定されず、溶剤系塗料、粉体塗料、水系塗料、水分散型塗料、電着塗料など用途に応じて適宜選択することができる。上記塗料を用い、所望の被覆層を鋼材に形成させるには、ディッピング法、ロールコーター法、スプレー法、カーテンフローコーター法などの公知の方法を用いればよい。被覆層の厚みは用途に応じて公知の適切な値を採用すればよい。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板素地とめっき層の密着性に優れるため、プレス成型時にめっき相の剥離（いわゆるパウダリングやフレーキング）が発生しない。プレス成形後の成型品にはめっき層欠陥部が無いため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の優れた耐食性を十分に発揮することができる。また鋼板強度も９８０ＭＰａ以上と非常に高強度であるため、その用途として自動車の構造部品に適しており、センターピラーＲＦ等のピラー類、ルーフＲＦ、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品、バンパーＲＦやドアインパクトビームなどの衝撃吸収部品として好適である。

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可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

表１に記載の成分組成からなる鋼を真空溶製してスラブとした後、下記工程（熱延→冷延→連続焼鈍）に従って、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た後、酸洗により表面スケールを除去し、その後１．２ｍｍ厚となるまで冷間圧延し、次いで、亜鉛めっき実験装置を用いて表２および以下に示す条件で、連続焼鈍（酸化性雰囲気での熱処理、還元性雰囲気での熱処理）、亜鉛めっき、および合金化処理を行った。

〈熱延工程〉
開始温度（ＳＲＴ）：１１５０〜１２５０℃で３０分間保持
仕上温度（ＦＤＴ）：８５０℃
冷却速度：４０℃／ｓ
巻取温度：５５０℃

〈冷延工程〉
冷延率：５０％

〈合金化溶融亜鉛めっき工程〉
（酸化性雰囲気での熱処理）
鋼板温度：８５０〜９５０℃，雰囲気：２０ｖｏｌ％Ｏ_２，保持時間：４０秒

（還元性雰囲気での熱処理）
・雰囲気：Ｎ_２−２０ｖｏｌ％Ｈ_２，露点−４０℃，
・鋼板温度を表２のＴ１（℃）で６０秒間保持した後、２０℃／ｓ（秒）の平均冷却速度で鋼板温度が表２のＴｏ（℃）となるまで冷却し、該Ｔｏ（℃）で表２のｔｏ秒間保持

（亜鉛めっき）
浴組成：Ｚｎ−０．１０ｍａｓｓ％Ａｌ（Ａｌ：有効濃度），浴温：４６０℃，侵入鋼板温度：４６０℃，滞留時間：３．８秒

（合金化処理）
直火加熱タイプ，合金化炉温度：４６０〜５２０℃，滞留時間：２０秒
ここで、Ｔ１の影響を検討するため、鋼種Ａを用い、Ｔ１を７００℃，８５０℃，９００℃と変えた場合についても実験を行った（表２のＮｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．３）。更にＴｏの影響について検討するために、鋼種Ａまたは鋼種Ｋを用い、それぞれの鋼種についてＴｏを６００℃（Ｎｏ．４、Ｎｏ．１９）、２００℃（Ｎｏ．５、Ｎｏ．２０）とした場合についても実験を行った。またｔｏの影響について検討するため、鋼種Ａまたは鋼種Ｋを用い、それぞれの鋼種についてｔｏを１０秒間（Ｎｏ．６、Ｎｏ．２１）、および３０秒間（Ｎｏ．７、Ｎｏ．２２）とした場合についても実験を行った。更に、酸化還元雰囲気がめっき性に与える影響について検討するため、鋼種Ａについて、通常の焼鈍工程（上記酸化性雰囲気での熱処理は行わず、上記Ｔ１（℃）までの加熱、および熱処理として、上記還元性雰囲気での熱処理を行う工程）で熱処理した場合についても実験を行った（Ｎｏ．８）。

この様にして得られた各鋼板の鋼組織、機械的特性、めっき外観、および加工時のめっき密着性を下記要領で夫々調べた。

〈鋼板の鋼組織の同定〉
各鋼板の板厚１／４の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域（約５０μｍ×５０μｍ、測定間隔は０．１μｍ）を対象に、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｐｈｉｌｉｐｓ社製、ＸＬ３０Ｓ−ＦＥＧ）で観察・撮影し、ベイニティックフェライト（ＢＦ）、フェライト（Ｆ）および／またはパーライト（Ｐ）、マルテンサイト（Ｍ）、残留オーステナイト（残留γ）の各面積率を前述したＥＢＳＰにより測定した。この測定を、任意に選択した２視野において行い、その平均値を求めた。更に、残留オーステナイト結晶粒の平均軸比、平均短軸長さ（γＲ短軸）を前述のＴＥＭを用いた測定方法で求めた。これらの結果を表２に示す。

〈機械的特性の調査〉
引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いて行い、引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）を測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／ｓｅｃとした。そして本発明では、上記方法によって測定される引張強度が９８０ＭＰａ以上で、かつ伸びが８％以上のものを「高強度かつ伸びに優れる」と評価した。その結果を表２に示す。

〈合金化溶融亜鉛めっき鋼板の評価〉
前記のようにして得られたＧＡ鋼板について、以下の特性も評価した。その結果を表２に示す。

［めっき外観］
ＧＡ鋼板外観を目視にて不めっき発生、および合金化ムラについて調査した。そして、不めっきおよび合金化ムラがないものを「○」、不めっきまたは合金化ムラがあるものを「×」と評価した。

［加工時のめっき密着性（プレス成型時の耐パウダリング性、耐フレーキング性）の評価試験］
前記の方法によって得られためっき鋼板に、１０×１０（１ｍｍ間隔で合計１００マス）のクロスカットを入れ、該クロスカットを入れた部分を曲げ半径５ｍｍで曲げ、その後曲げ戻しを行い、クロスカットを入れた部分をテープ剥離し、テープに付着しためっきの個数をカウントしたことによって、加工時のめっき密着性評価を行った。そして、カウント数が２０未満のものを加工時のめっき密着性に優れるもの「○」、カウント数が２０以上のものを加工時のめっき密着性に劣るもの「×」と評価した。

表１および表２から次の様に考察することができる（尚、下記Ｎｏ．は、表１および表２中のＮｏ．を示す）。

Ｎｏ．１、３、９〜１８、および２３〜２７は、本発明で規定する要件を満たしているので、９８０ＭＰａ以上の鋼板強度、８％以上の伸びを有し、かつ、めっき外観に優れると共に加工時のめっき密着性にも優れている。従ってこれらの鋼板は自動車用構造部材（センターピラーやサイドシル）に最適である。

これに対し、本発明の規定を満足しないＮｏ．２、４〜８、１９〜２２、２８〜３３は、夫々、以下の不具合を有している。

Ｎｏ．２、４〜７、１９〜２２は、本発明で規定する成分組成を満たすものであるが、本願発明で規定する条件で製造しなかったため、規定の組織が得られなかった例である。詳細には、Ｎｏ．２は、Ｔ１の温度が規定よりも低いため、残留オーステナイトおよびベイニティックフェライトを確保することができず、その結果、強度および加工性が共に劣るものとなった。

Ｎｏ．４、１９は、Ｔｏの温度が規定よりも高いため、残留オーステナイト、ベイニティックフェライト組織を十分確保できず、加工性が不十分であった。また、めっき浴浸漬前の鋼板温度がＴｏよりも高い温度であるため、めっき処理前に組織変態が十分に完了せず、めっき付着後に組織変態が生じてしまい、めっき密着性が低下した。

Ｎｏ．５、２０は、Ｔｏの温度が規定よりも低いため、所望の残留オーステナイトが得られずマルテンサイト主体の組織となってしまい、鋼板強度は得られたものの加工性に劣るものとなった。また、めっき浴浸漬前の鋼板温度がＴｏよりも低い温度であるため、めっき密着性も好ましくないものとなった。

Ｎｏ．６、７、２１、２２は、保持時間（ｔｏ）が規定よりも短いため、所望の残留オーステナイトが得られず、伸びが不十分であった。また、組織変態が完了せず、合金化処理後の冷却（巻き取り）工程時に生じる組織変態に起因した体積変化（ＦＣＣ→ＢＣＣ）により、鋼板素地とめっき層の密着性が低下し、めっき外観やめっき密着性に劣るものとなった。

Ｎｏ．２８はＣ量が不足しており、十分な強度が得られなかった。

Ｎｏ．２９はＣ量が過剰であったため、鋼板強度は満たしているが加工性が不十分であった。

Ｎｏ．３０はＭｎ量が不足しているため焼き入れ性等が劣化し、十分な強度が得られていない。

Ｎｏ．３１はＭｎ量が過剰であるため熱延時に割れが生じた。

Ｎｏ．３２はＳｉ量が不足しているため残留オーステナイトが生成せず、本発明で対象とするＴＲＩＰ鋼とはならなかった。

Ｎｏ．３３はＳｉ量が過剰であるため熱延時に割れが生じた。

また、Ｎｏ．８は、酸化還元雰囲気で焼鈍せず通常の焼鈍工程を採用したため、鋼板組織形態や特性は満足しているが、鋼板にめっきが付着せずめっき性が劣悪であった。

Claims (6)

1. Ｃ：０．１０〜０．３０％（化学成分組成について「質量％」を意味する。以下同じ）、
   Ｓｉ：１．０〜３．０％、
   Ｍｎ：１．０〜５．０％、
   Ｐ：０．１％以下（０％含まない）、
   Ｓ：０．０１％以下（０％含まない）、および
   Ａｌ：０．０１〜０．５％
   を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板を用い、溶融亜鉛めっきラインにおいて、酸化性雰囲気下で８５０〜９５０℃に加熱保持し、次いで還元性雰囲気下で、オーステナイト化温度（Ａｃ３点）以上に保持後、還元性雰囲気下で（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｂｓ点の温度域まで冷却し、該温度域にて３６０〜６００秒間保持し、その後、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を順次施すことを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
2. 更に、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、およびＮｂ：０．０１〜０．５％よりなる群から選択される１種以上の元素を含む鋼板を用いる請求項１に記載の製造方法。
3. 更に、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含む鋼板を用いる請求項１または２に記載の製造方法。
4. 更に、Ｃｕ：０．００３〜０．５％、および／またはＮｉ：０．００３〜１．０％を含む鋼板を用いる請求項１〜３のいずれかに記載の製造方法。
5. 更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、および／またはＭｇ：０．０００５〜０．０１％を含む鋼板を用いる請求項１〜４のいずれかに記載の製造方法。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載の方法で製造された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   素地鋼板が請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を満たすと共に、
   全組織に対する面積率で、ベイニティックフェライトが７０％以上、および残留オーステナイトが１〜２０％を満たし、かつ前記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸長さ／短軸長さ）が５以上（但し、前記短軸長さは１μｍ以下）であることを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。