JP5682357B2 - Alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same - Google Patents

Description

本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。具体的には、本発明は、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた曲げ性および伸びフランジ性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。   The present invention relates to an galvannealed steel sheet and a method for producing the same. Specifically, the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent bendability and stretch flangeability while having an extremely high tensile strength of 980 MPa or more, and a method for producing the same.

近年、地球環境保護を目的として自動車の燃費向上が求められていることから、乗員の安全性を確保しつつ車体の軽量化を可能にする高強度鋼板へのニーズが高まっている。特に、自動車用骨格部材の軽量化は車体の軽量化への寄与が大きいことから、自動車用骨格部材に供される鋼板について９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板、とりわけ、防錆性が要求される部材への適用が可能な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板へのニーズが高まっている。   In recent years, there has been a demand for improving the fuel efficiency of automobiles for the purpose of protecting the global environment. Therefore, there is an increasing need for high-strength steel sheets that can reduce the weight of vehicle bodies while ensuring the safety of passengers. In particular, the weight reduction of automobile frame members greatly contributes to the weight reduction of the vehicle body. Therefore, high-strength steel sheets having a tensile strength of 980 MPa or more, particularly rust prevention are required for the steel sheets used for the vehicle frame members. There is a growing need for high-strength galvannealed steel sheets that can be applied to such members.

そして、自動車用骨格部材に供される鋼板には、高い引張強度のみならず、プレス成形性、溶接性、めっき密着性といった、部材成形時に要求される様々な性能を満足することが必要とされる。中でも、ロッカーやピラー類のような自動車用骨格部品の成形プロセスにおいて曲げ成形と伸びフランジ成形とが多用されていることから曲げ性および伸びフランジ性に優れることが必要とされる。   Steel sheets used for automotive framework members are required to satisfy not only high tensile strength but also various performances required during member molding, such as press formability, weldability, and plating adhesion. The Among them, since bending and stretch flange molding are frequently used in the molding process of automobile frame parts such as rockers and pillars, it is necessary to have excellent bendability and stretch flangeability.

したがって、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら曲げ性および伸びフランジ性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が求められている。
また、曲げ性や伸びフランジ性が良好であったとしても、鋼板の降伏強度が高いと、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、曲げ性および伸びフランジ性に優れるとともに、降伏強度が低いことが好ましい。具体的には、７００ＭＰａ以下であることが好ましい。 Therefore, there is a need for a high-strength galvannealed steel sheet having excellent bendability and stretch flangeability while having a tensile strength of 980 MPa or more.
Even if the bendability and stretch flangeability are good, if the yield strength of the steel sheet is high, wrinkles may occur or the problem of shape defects due to an increase in springback may become apparent. Therefore, it is preferable that the bendability and stretch flangeability are excellent and the yield strength is low. Specifically, it is preferably 700 MPa or less.

しかし、一般に引張強度と曲げ性および伸びフランジ性とはトレードオフの関係にあり、引張強度の上昇に伴って曲げ性や伸びフランジ性は著しく低下する。このため、高い引張強度と優れた曲げ性および伸びフランジ性とを両立させることは容易ではない。   However, the tensile strength, the bendability and the stretch flangeability are generally in a trade-off relationship, and the bendability and the stretch flangeability are significantly lowered as the tensile strength is increased. For this reason, it is not easy to achieve both high tensile strength and excellent bendability and stretch flangeability.

ところで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、生産性の観点から連続溶融亜鉛めっき設備により製造されることが一般的である。連続溶融亜鉛めっき設備における製造プロセスは、冷延鋼板などの基材鋼板を加熱し、所定の温度範囲内にて基材鋼板を保持し（この処理を「均熱」といい、均熱における保持温度を「均熱温度」という。）、この保持終了後の基材鋼板を冷却し、この均熱温度からの冷却の際に、４００℃以上の温度に維持された溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、再加熱して合金化処理を施す、という特徴的な温度履歴を有する。すなわち、均熱温度からの冷却過程において４００℃以上の温度域で一旦冷却が中断される。高い引張強度を確保するために調整された化学組成を有する高強度鋼板において、４００℃以上５００℃以下の温度域は本質的にベイナイト変態が進行しやすい温度域である。そのため、均熱温度からの冷却過程において上記温度域に一旦保持されることによりベイナイト変態が進行するのであるが、上記温度域に保持される時間が短時間であるため、ＭｎやＢを多く含有する高強度鋼においては、ベイナイト変態が完結せずに、変態したベイナイトから排出されたＣが未変態のオーステナイトに濃化する。斯かる状態から常温までの冷却が施されると、Ｃが濃化した前記オーステナイトは残留オーステナイトとして多量に残存し、プレス成形が施されると変態して非常に硬質なマルテンサイトとなり、不均一変形を助長し、曲げ成形や伸びフランジ成形において割れを誘発する。したがって、斯様な組織が形成されると優れた曲げ性および伸びフランジ性を確保することは極めて困難となる。特に、従来の９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライトの面積率が６０％超であると、ひずみがフェライトと硬質な組織との界面に集中してしまうために、伸びフランジ性が不芳であった。   By the way, the galvannealed steel sheet is generally manufactured by continuous galvanizing equipment from the viewpoint of productivity. The manufacturing process in a continuous hot dip galvanizing facility is to heat a base steel plate such as a cold rolled steel plate and hold the base steel plate within a predetermined temperature range (this process is called “soaking”, holding in soaking). The temperature is referred to as “soaking temperature”), the base steel plate after cooling is cooled, and when cooled from this soaking temperature, it is immersed in a hot dip galvanizing bath maintained at a temperature of 400 ° C. or higher. And having a characteristic temperature history of reheating and alloying. That is, the cooling is temporarily interrupted in the temperature range of 400 ° C. or higher in the cooling process from the soaking temperature. In a high-strength steel sheet having a chemical composition adjusted to ensure high tensile strength, a temperature range of 400 ° C. or more and 500 ° C. or less is essentially a temperature range where bainite transformation is likely to proceed. Therefore, the bainite transformation proceeds by being temporarily held in the above temperature range in the cooling process from the soaking temperature, but since it is held for a short time in the above temperature range, it contains a large amount of Mn and B. In the high-strength steel, the bainite transformation is not completed, and C discharged from the transformed bainite is concentrated into untransformed austenite. When cooling from such a state to room temperature, the austenite enriched with C remains in a large amount as retained austenite, and when subjected to press molding, it transforms into very hard martensite, which is uneven. Helps deformation and induces cracks in bending and stretch flange forming. Therefore, when such a structure is formed, it becomes extremely difficult to ensure excellent bendability and stretch flangeability. In particular, the conventional alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more is stretched because the strain is concentrated at the interface between the ferrite and the hard structure when the area ratio of ferrite exceeds 60%. Flangeability was unsatisfactory.

また、連続溶融亜鉛めっき設備における製造プロセスにおいて、均熱温度からの冷却速度は通常０.５〜５０℃／秒程度であり、連続焼鈍設備における製造プロセスのものより小さい。このため、９８０ＭＰａ以上の引張強度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はそれ自体容易なことではない。   Moreover, in the manufacturing process in the continuous hot dip galvanizing equipment, the cooling rate from the soaking temperature is usually about 0.5 to 50 ° C./second, which is smaller than that in the manufacturing process in the continuous annealing equipment. For this reason, it is not easy in itself to manufacture a high-strength galvannealed steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more.

このように、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら曲げ性および伸びフランジ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は非常に困難な技術課題であるが、幾つかの技術がこれまでに提案されている。   As described above, it is a very difficult technical problem to provide a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet that has a tensile strength of 980 MPa or more and is excellent in bendability and stretch flangeability. Has been proposed until.

上記技術課題を解決するアプローチの多くは、鋼板の化学組成と連続溶融亜鉛めっき設備における温度履歴等とを適正化するというものである。
先ず、曲げ性を改善する技術として、特許文献１には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、８００℃以上に加熱した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、さらに５３０℃以下で合金化処理を施す高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。次に、伸びフランジ性を改善する技術として、特許文献２には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、最高加熱温度を（Ａｃ_１＋Ａｃ_３）／２℃以上で焼鈍した後、７６０〜６８０℃間で１０秒以上の保持を行い、６８０℃〜５５０℃間を平均冷却速度１℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。 Many approaches to solve the above technical problems are to optimize the chemical composition of the steel sheet and the temperature history in the continuous hot dip galvanizing equipment.
First, as a technique for improving bendability, Patent Document 1 discloses that a cold-rolled steel sheet having a specific chemical composition is heated to 800 ° C. or higher and then cooled at a cooling rate of 5 ° C./s or more. A method for producing a high-strength galvannealed steel sheet, which is immersed in a galvanizing bath and subjected to hot-dip galvanizing and further alloyed at 530 ° C. or lower, is disclosed. Next, as a technique for improving stretch flangeability, Patent Document 2 discloses that after annealing a cold-rolled steel sheet having a specific chemical composition at a maximum heating temperature of (Ac ₁ + Ac ₃ ) / 2 ° C. or higher, Hold at 760-680 ° C. for 10 seconds or more, and cool between 680 ° C. and 550 ° C. at an average cooling rate of 1 ° C./second or more (zinc plating bath temperature −40) ° C. to (zinc plating bath temperature +50) ° C. Then, a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that is immersed in a galvanizing bath and cooled to room temperature is disclosed.

また、特許文献３には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、Ａ_３（℃）以上、（Ａ_３＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後６００℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで酸洗後、鋼組成におけるＳｉ，ＭｎおよびＮｉの含有量により規定される温度Ａ_１（℃）以下、５００℃以上の温度範囲で熱処理を行い、ついで溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法が開示されている。 Patent Document 3 discloses that a cold-rolled steel sheet having a specific chemical composition is subjected to recrystallization annealing at A ₃ (° C.) or more and (A ₃ +30) (° C.) or less, and then 5 ° C. up to 600 ° C. After cooling at a rate of at least / s, and then pickling, heat treatment is performed at a temperature range of 500 ° C. or higher at a temperature A ₁ (° C.) or less defined by the contents of Si, Mn and Ni in the steel composition, followed by melting A method for manufacturing a hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet that is subjected to galvanizing treatment is disclosed.

また、特許文献４には、合金元素を適正に調整し、焼鈍過程における均熱温度からの冷却時に（Ｍｓ−１００℃）〜（Ｍｓ−２００℃）の温度域まで強冷却してオーステナイトの一部をマルテンサイトに変態させる部分焼入れを行った後、再加熱してめっき処理を施す溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。   Patent Document 4 discloses that austenite is prepared by properly adjusting alloy elements and strongly cooling to a temperature range of (Ms-100 ° C.) to (Ms-200 ° C.) during cooling from the soaking temperature in the annealing process. A method of manufacturing a hot-dip galvanized steel sheet is disclosed in which after partial quenching is performed to transform the part into martensite, reheating is performed and plating is performed.

特開２０１０−２２９４９３号公報JP 2010-229493 A 特開２００９−２６３６８６号公報JP 2009-263686 A 特開２００４−２１１１２６号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2004-211126 特開２００９−２０３５４８号公報JP 2009-203548 A

上述したように、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら曲げ性および伸びフランジ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について幾つかの技術が提案されているが、何れも十分なものとはいえない。   As described above, several techniques have been proposed for providing a high-strength galvannealed steel sheet having excellent bendability and stretch flangeability while having a tensile strength of 980 MPa or more. Not a thing.

特許文献１に開示された技術では優れた伸びフランジ性を確保することが困難である。すなわち、特許文献１に開示された鋼はフェライトを主相とするものであるが、具体的に開示されているのはフェライト面積率を６０％超とするものである。このため、引張強度を９８０ＭＰａ以上とすると、ひずみがフェライトと硬質な組織との界面に集中してしまい、優れた伸びフランジ性を確保することが困難となる。   With the technology disclosed in Patent Document 1, it is difficult to ensure excellent stretch flangeability. That is, the steel disclosed in Patent Document 1 has ferrite as a main phase, but specifically disclosed is that the ferrite area ratio exceeds 60%. For this reason, when the tensile strength is 980 MPa or more, the strain concentrates on the interface between the ferrite and the hard structure, and it becomes difficult to ensure excellent stretch flangeability.

特許文献２に開示された技術では９８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた曲げ性および伸びフランジ性とを安定して確保することが困難である。すなわち、特許文献２の特許請求の範囲には最高加熱温度を（Ａｃ_１＋Ａｃ_３）／２℃以上で焼鈍することが記載されているものの、実施例の記載等から明らかなように最高加熱温度をＡｃ_３℃以下で焼鈍するもの、すなわち二相域温度で焼鈍するものである。そして、特許文献２に開示された鋼は、Ｔｉを微量に添加した化学組成とするものであるところ、Ｔｉを微量に添加した鋼を二相域温度で焼鈍すると未再結晶のフェライトが残存してしまい、斯かる未再結晶のフェライトは引張強度を著しく上昇させるものの分率の制御が極めて困難である。このため、高い引張強度と優れた曲げ性および伸びフランジとを安定して確保することが困難となる。したがって、特許文献２に開示された技術は、９８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた曲げ性および伸びフランジ性とを安定して確保することが困難である。 With the technique disclosed in Patent Document 2, it is difficult to stably ensure a tensile strength of 980 MPa or more and excellent bendability and stretch flangeability. That is, although it is described in the claims of Patent Document 2 that annealing is performed at a maximum heating temperature of (Ac ₁ + Ac ₃ ) / 2 ° C. or higher, the maximum heating temperature is apparent from the description of the examples. Is annealed at Ac ₃ ° C. or lower, that is, annealed at a two-phase region temperature. The steel disclosed in Patent Document 2 has a chemical composition in which a small amount of Ti is added. However, when the steel in which a small amount of Ti is added is annealed at a two-phase temperature, unrecrystallized ferrite remains. Therefore, such unrecrystallized ferrite remarkably increases the tensile strength, but it is very difficult to control the fraction. For this reason, it becomes difficult to ensure high tensile strength, excellent bendability, and an extended flange stably. Therefore, it is difficult for the technique disclosed in Patent Document 2 to stably secure a tensile strength of 980 MPa or more and excellent bendability and stretch flangeability.

特許文献３に開示された技術は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を安定して確保することが困難であるとともに量産技術への適用が困難である。すなわち、一般に急冷プロセスを有する連続焼鈍炉で熱処理した鋼板に高温の熱処理を施すと強度低下を招いてしまうところ、特に、Ｍｎの拡散が活発となる５００℃以上Ａ_１点以下の温度域で熱処理を施す特許文献３に開示された技術においては斯かる傾向が顕著となり、熱処理温度の変動に伴う引張強度の変動が顕著となる。したがって、特許文献３に開示された技術は、材質安定性に欠けるものであり、９８０ＭＰａ以上の引張強度と良好な曲げ性および伸びフランジ性とを安定して確保することが困難である。また、再結晶焼鈍後に再度高温域に保持する熱処理を必要とする製造方法は生産性に劣るため、量産技術への適用は現実的でない。 The technique disclosed in Patent Document 3 is difficult to stably secure a tensile strength of 980 MPa or more and difficult to apply to a mass production technique. That is, when a steel sheet heat treated in a continuous annealing furnace having a rapid cooling process is subjected to a high temperature heat treatment, the strength is lowered. In particular, the heat treatment is performed in a temperature range of 500 ° C. to A ₁ point where Mn diffusion becomes active. Such a tendency becomes remarkable in the technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. H11-228707, and the fluctuation of the tensile strength accompanying the fluctuation of the heat treatment temperature becomes remarkable. Therefore, the technique disclosed in Patent Document 3 lacks material stability, and it is difficult to stably ensure a tensile strength of 980 MPa or more and good bendability and stretch flangeability. Moreover, since the manufacturing method which requires the heat processing hold | maintained in a high temperature range again after recrystallization annealing is inferior in productivity, the application to mass-production technology is not realistic.

特許文献４に開示された技術は、量産技術への適用が困難である。すなわち、特許文献３に開示された技術においては、均熱後にＭｓ点以下の温度域まで急冷却するため、鋼板の平坦性が著しく劣化してしまい、後続する溶融亜鉛めっき処理が困難となり、不めっきや外観ムラが散発するようになる。したがって、特許文献４に開示された技術の量産技術への適用は現実的でない。   The technology disclosed in Patent Document 4 is difficult to apply to mass production technology. That is, in the technique disclosed in Patent Document 3, since the steel sheet is rapidly cooled to a temperature range below the Ms point after soaking, the flatness of the steel sheet is remarkably deteriorated, and the subsequent hot dip galvanizing process becomes difficult. Plating and uneven appearance appear. Therefore, application of the technology disclosed in Patent Document 4 to mass production technology is not realistic.

このように、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら曲げ性および伸びフランジ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について幾つかの技術が提案されているが、何れも十分なものとはいえなかった。   As described above, several techniques have been proposed for providing a high-strength galvannealed steel sheet having excellent bendability and stretch flangeability while having a tensile strength of 980 MPa or more, all of which are sufficient. That wasn't true.

本発明は、上述したように従来製造することが困難であった、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた曲げ性および伸びフランジ性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を目的とする。ここで、「優れた曲げ性」とは、試験片の端面をシャー切断ままとし、曲げ角度：９０゜および曲げ内側半径：２．０ｔ（但し、ｔ：試験片の板厚）の曲げ試験を施した際に、試験片の湾曲部の外面および端面において肉眼で割れが確認されない機械特性を有することをいう。また、「優れた伸びフランジ性」とは、下記式（１）で規定される穴拡げ率（ＨＥＲ）が３５％以上である機械特性を有することをいう。
ＨＥＲ＝（Ｄ_ｈ−Ｄ_０）／Ｄ_０×１００ （１） As described above, the present invention is a high-strength galvannealed steel sheet having excellent bendability and stretch flangeability while having an extremely high tensile strength of 980 MPa or more, which has been difficult to produce conventionally, and its production It aims to provide a method. Here, “excellent bendability” refers to a bending test in which the end face of the test piece is cut with shear and the bending angle is 90 ° and the bending inner radius is 2.0 t (where t is the thickness of the test piece). When applied, it means that the outer surface and the end surface of the curved portion of the test piece have mechanical properties that are not confirmed by the naked eye. Moreover, "excellent stretch flangeability" means having a mechanical property that the hole expansion rate (HER) defined by the following formula (1) is 35% or more.
HER = (D _h −D ₀ ) / D ₀ × 100 (1)

ここで、Ｄ_０は初期穴径（ｍｍ）、Ｄ_ｈは破断後の穴径（ｍｍ）であり、１２．５％のクリアランスで打抜いた直径１０ｍｍ（＝Ｄ_０）の円形の打抜き穴を、バリがダイス側となるようにして円筒平底ポンチ（直径：３３ｍｍφ、肩Ｒ：３ｍｍ）で押し拡げ、前記打抜き穴の縁において厚さ方向に貫通する亀裂が発生した際の前記打抜き穴の径（＝Ｄ_ｈ）である。 Here, D ₀ is an initial hole diameter (mm), D _h is a hole diameter (mm) after fracture, and a circular punched hole having a diameter of 10 mm (= D ₀ ) punched with a clearance of 12.5% is used. The diameter of the punched hole when a crack that penetrates in the thickness direction at the edge of the punched hole is expanded by a cylindrical flat bottom punch (diameter: 33 mmφ, shoulder R: 3 mm) so that the burr is on the die side (= D _h ).

なお、クリアランスとは、打抜きによって試験片に穴を開けたときの、ダイスとポンチの間隙を試験片の厚さに対する比率で表したものであり、下記式（２）により定義される。
ｃ＝（ｄ_ｄ−ｄ_ｐ）／２ｔ×１００ （２） The clearance is the ratio of the gap between the die and the punch when punched into the test piece by punching as a ratio to the thickness of the test piece, and is defined by the following formula (2).
c = (d _d −d _p ) / 2t × 100 (2)

ここで、ｃはクリアランス（％）、ｄ_ｄは打抜きダイスの内径（ｍｍ）、ｄ_ｐは打抜きポンチの直径（ｄ_ｐ＝１０ｍｍ）、ｔは試験片の厚さ（ｍｍ）である。 Here, c is the clearance (%), d _d is the inner diameter (mm) of the punching die, d _p is the diameter of the punching punch (d _p = 10 mm), and t is the thickness (mm) of the test piece.

本発明者は、上記課題を解決するために鋭意検討を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の化学組成について、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＴｉおよびＢ含有量を極めて限られた範囲に制御するとともに、それに対する最適な製造条件を適用することによって、従来の技術では製造することが困難であった、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた曲げ性および伸びフランジ性をも有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるという新知見を得た。   The present inventor has intensively studied to solve the above-mentioned problems, and the contents of C, Si, Mn, Ti and B are extremely limited with respect to the chemical composition of the steel sheet which is the plating base material of the galvannealed steel sheet. In addition, it is difficult to manufacture by the conventional technology, and it has excellent bendability and stretch flange while having extremely high tensile strength of 980 MPa or more. New knowledge was obtained that a high-strength galvannealed steel sheet having high properties can be obtained.

本発明は、上記新知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.０７％超０.１５％以下、Ｓｉ：０.００１％超０．８０％以下、Ｍｎ：２．１％超３.５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上０.４０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以上０.２５％以下、Ｂ：０．００１５％超０.０１０％以下、Ｎ：０.０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、面積％で、フェライト：２０％以上６０％以下および残留オーステナイト：０．５％以上３．０％以下を含有し、未再結晶フェライトが０．５％未満であるとともに残部がベイナイトである鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 The present invention has been made on the basis of the above new findings, and the gist thereof is as follows.
(1) An alloyed hot-dip galvanized steel sheet provided with an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet, wherein the steel sheet is in mass%, C: more than 0.07% and 0.15% or less, Si: 0.00. More than 001% to 0.80% or less, Mn: more than 2.1% to 3.5% or less, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.Al: 0.001% to 0.40 %: Ti: 0.030% or more and 0.25% or less, B: more than 0.0015% and 0.010% or less , N: 0.01% or less, the chemical composition consisting of Fe and impurities, and area %, Ferrite: 20% or more and 60% or less and residual austenite: 0.5% or more and 3.0% or less, and a steel structure in which non-recrystallized ferrite is less than 0.5% and the balance is bainite. The galvannealed steel sheet has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more. Galvannealed steel sheet characterized by having mechanical properties that.

（２）前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．１２％以下、Ｃｕ：０.５％以下およびＮｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。   (2) The chemical composition is mass%, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 0.12% or less, Cu: 0.5% The alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to (1) above, further comprising one or more selected from the group consisting of:

（３）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。   (3) The chemical composition was selected from the group consisting of Ca: 0.01% or less, Mg: 0.01% or less, REM: 0.01% or less, and Zr: 0.01% or less in mass%. The alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to (1) or (2) above, further comprising one or more kinds.

（４）前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０.０５％以下をさらに含有することを特徴とする上記（１）から上記（３）のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。   (4) The galvannealed alloy according to any one of (1) to (3) above, wherein the chemical composition further contains, by mass%, Bi: 0.05% or less. steel sheet.

（５）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする上記１から上記４までのいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）鋼材を１１００℃以上１３００℃以下として熱間圧延を施し、８００℃以上１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上６８０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、１００℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下として加熱し、次いで７２０℃以上８００℃以下の温度域に２０秒間以上１６０秒間以下保持し、さらに下記式（ｉ）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上１５０秒間以下保持した後、５８０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上３０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域まで冷却し、引き続いて、４００℃以上５４０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上５００秒間以下保持するとともに５００℃以上５４０℃以下の温度域で合金化処理を施し、さらに３００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５０秒間以下保持し、室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。
Ｔ＝９１０−２０３×（Ｃ^０．５）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ
＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ
＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ （ｉ）
ここで、式中における元素記号は前記鋼材における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。 (5) The method for producing an galvannealed steel sheet according to any one of (1) to (4) above, comprising the following steps (A) to (C):
(A) the steel material to hot rolling applied as 1100 ° C. or higher 1300 ° C. or less to complete the hot rolling in a temperature range of 800 ° C. or higher 1000 ° C. or less, the thermal wound in a temperature range of 400 ° C. or higher 680 ° C. or less Hot rolling process to make a rolled steel sheet;
(B) Pickling / cold rolling step of pickling and cold rolling the hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet; and (C) a temperature range of 100 ° C. or higher and 700 ° C. or lower on the cold-rolled steel sheet. Is heated at an average heating rate of 1 ° C./second or more and 50 ° C./second or less, then held in a temperature range of 720 ° C. or more and 800 ° C. or less for 20 seconds or more and 160 seconds or less, and further T defined by the following formula (i) (° C) and 810 ° C or more and 950 ° C or less and held for 5 seconds or more and 150 seconds or less, and the average cooling rate in the temperature range of 580 ° C or more and 750 ° C or less is 3 ° C / second or more and 30 ° C / second or less Cool to a temperature range of 400 ° C. or more and 560 ° C. or less, and subsequently hold it in the temperature range of 400 ° C. or more and 540 ° C. or less, including during plating bath immersion and alloying treatment, for 25 seconds or more and 500 seconds or less and 500 ° C. or less. Continuous hot dip galvanization is performed in a temperature range of 540 ° C. or lower, further maintained in a temperature range of 300 ° C. or higher and 500 ° C. or lower for 20 seconds to 50 seconds, and cooled to room temperature to form an alloyed hot dip galvanized steel sheet. Process.
T = 910−203 × (C ^0.5 ) −15.2 × Ni + 44.7 × Si
+ 104 × V + 31.5 × Mo-30 × Mn-11 × Cr-20 × Cu
+ 700 × P + 400 × Al + 50 × Ti (i)
Here, the element symbol in a formula shows content (unit: mass%) of each element in the said steel materials.

本発明により、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた曲げ性および伸びフランジ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。特に、自動車の車体のようにプレス成形、その中でも、従来適用が困難であった曲げ性および伸びフランジ成形が必要不可欠となる用途に好適である。   According to the present invention, a high-strength galvannealed steel sheet having excellent bendability and stretch flangeability while having an extremely high tensile strength of 980 MPa or more can be obtained. The alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention can be widely used industrially, particularly in the automobile field. In particular, it is suitable for press forming, such as the body of an automobile, and in particular, bendability and stretch flange forming, which have been difficult to apply in the past, are indispensable.

以下、本発明を実施するための形態を説明する。
１．化学組成
はじめに、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は特に断りがない限り質量％を意味する。 Hereinafter, modes for carrying out the present invention will be described.
1. Chemical Composition First, the reason why the chemical composition of the steel sheet that is the plating base of the galvannealed steel sheet according to the present invention is defined as described above will be described. In the following description, “%” representing the content of each element means mass% unless otherwise specified.

（Ｃ：０.０７％超０.１５％以下）
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０．０７％以下では９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０７％超とする。一方、Ｃ含有量が０.１５％超では伸びフランジ性の劣化が顕著となる。したがって、Ｃ含有量は０.１５％以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からはＣ含有量を０．１２％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０．１１％以下である。 (C: more than 0.07% and less than 0.15%)
C is an element having an effect of increasing the strength of the steel sheet. When the C content is 0.07% or less, it becomes difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more. Therefore, the C content is more than 0.07%. On the other hand, when the C content exceeds 0.15%, the deterioration of stretch flangeability becomes significant. Therefore, the C content is 0.15% or less. From the viewpoint of reducing the load during cold rolling and improving productivity, the C content is preferably 0.12% or less. More preferably, it is 0.11% or less.

（Ｓｉ：０.００１％超０．８０％以下）
Ｓｉは、延性をさほど劣化させることなく、あるいは、延性を向上させて、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。また、めっき密着性を高める作用を有する元素でもある。Ｓｉ含有量が０．００１％以下では上記作用を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.００１％超とする。Ｓｉ含有量を０.０５％以上にすると、めっき密着性が一層向上する。したがって、Ｓｉ含有量は０.０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が０．８０％超では、めっき濡れ性の低下が著しくなり、不めっきが多発する。したがって、Ｓｉ含有量は０．８０％以下とする。 (Si: more than 0.001% and 0.80% or less)
Si is an element having an effect of increasing the strength of the steel sheet without deteriorating the ductility so much or improving the ductility. Moreover, it is also an element which has the effect | action which improves plating adhesiveness. If the Si content is 0.001% or less, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, the Si content is more than 0.001%. When the Si content is 0.05% or more, the plating adhesion is further improved. Therefore, the Si content is preferably 0.05% or more. On the other hand, when the Si content is more than 0.80%, the plating wettability is remarkably lowered, and non-plating occurs frequently. Therefore, the Si content is 0.80% or less.

（Ｍｎ：２．１％超３.５％以下）
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が２．１％以下では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は２．１％超とする。Ｍｎ含有量を２．３％以上にすると、連続溶融亜鉛めっき設備における製造工程において均熱温度を８８０℃以下とすることが可能となり、これにより、均熱炉の損傷を抑制するとともに生産性を向上させることが可能となる。このため、Ｍｎ含有量は２．３％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３.５％超では、バンド組織が発達してしまい曲げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３.５％以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からは２．７％以下とすることが好ましい。 (Mn: more than 2.1% and 3.5% or less)
Mn is an element having an effect of increasing the strength of the steel plate. When the Mn content is 2.1% or less, it is difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more. Therefore, the Mn content is more than 2.1%. When the Mn content is 2.3% or more, the soaking temperature can be set to 880 ° C. or less in the production process in the continuous hot dip galvanizing equipment, thereby suppressing the soaking furnace from being damaged and increasing the productivity. It becomes possible to improve. For this reason, it is preferable that Mn content shall be 2.3% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.5%, a band structure develops and the bendability deteriorates remarkably. Therefore, the Mn content is 3.5% or less. From the viewpoint of improving the productivity by reducing the load during cold rolling, it is preferably 2.7% or less.

（Ｐ：０．０２％以下）
Ｐは、一般には鋼に不可避的に含有される不純物であるが、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０２％超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。好ましくは、０.０１２％以下である。上記作用をより確実に得るには、Ｐ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。 (P: 0.02% or less)
In general, P is an impurity inevitably contained in steel, but may be positively contained because it has an action of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. However, if the P content exceeds 0.02%, the weldability deteriorates remarkably. Therefore, the P content is 0.02% or less. Preferably, it is 0.012% or less. In order to obtain the above action more reliably, the P content is preferably set to 0.003% or more.

（Ｓ：０.０１以下）
Ｓは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、溶接性の観点からは低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０１％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００３％以下、さらに好ましくは０.００１５％以下である。 (S: 0.01 or less)
S is an impurity inevitably contained in steel, and is preferably as low as possible from the viewpoint of weldability. If the S content exceeds 0.01%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the S content is 0.01% or less. Preferably it is 0.003% or less, More preferably, it is 0.0015% or less.

（ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上０.４０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素であり、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる作用を有する元素でもある。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.００１％未満では上記作用を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.０１５％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.４０％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.４０％以下とする。好ましくは０.０８０％以下である。 (Sol.Al: 0.001% or more and 0.40% or less)
Al is an element having an action of deoxidizing steel to make the steel material sound, and is also an element having an action of improving the yield of carbonitride forming elements such as Ti. sol. If the Al content is less than 0.001%, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, sol. Al content shall be 0.001% or more. Preferably it is 0.015% or more. On the other hand, sol. When the Al content exceeds 0.40%, the weldability is significantly lowered, and the oxide inclusions are increased, so that the surface properties are significantly deteriorated. Therefore, sol. The Al content is 0.40% or less. Preferably it is 0.080% or less.

（Ｔｉ：０．０３０％以上０．２５％以下）
Ｔｉは、本発明において重要な元素であり、鋼中に炭化物、窒化物、または炭窒化物である微細な析出物を形成することにより、鋼板の強度を著しく高める作用を有する元素である。そして、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量およびＢ含有量を厳格に規定し、さらに、後述するような連続溶融亜鉛めっき処理条件を組み合わせることによって、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた曲げ性および伸びフランジ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが可能となる。Ｔｉ含有量が０．０３０％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｔｉ含有量は０．０３０％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０.２５％超では、上記析出物が粗大化してしまい、鋼板の強度を著しく高める作用を得ることが困難となり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｔｉ含有量は０.２５％以下とする。 (Ti: 0.030% to 0.25%)
Ti is an important element in the present invention, and is an element having an effect of remarkably increasing the strength of a steel sheet by forming fine precipitates which are carbide, nitride, or carbonitride in steel. And, by strictly defining the C content, Mn content and B content, and further combining continuous hot dip galvanizing conditions as described later, an excellent bending while having an extremely high tensile strength of 980 MPa or more It is possible to obtain a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having the properties and stretch flangeability. If the Ti content is less than 0.030%, it is difficult to obtain the effect by the above action. Therefore, the Ti content is 0.030% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.25%, the precipitates become coarse, making it difficult to obtain an effect of significantly increasing the strength of the steel sheet, and it is difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more. Therefore, the Ti content is set to 0.25% or less.

（Ｂ：０．００１５％超０.０１０％以下）
Ｂは、本発明において重要な元素であり、ひずみが界面に集中するのを抑制することにより曲げ部の割れの発生を抑制して、鋼板の曲げ性を高める作用を有する。Ｂ含有量が０．００１５％以下では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｂ含有量は０．００１５％超とする。一方、Ｂ含有量が０.０１０％超では、Ｂを含む酸化物が鋼板表面に生成して表面性状が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０.０１０％以下とする。 (B: more than 0.0015% and 0.010% or less)
B is an important element in the present invention, and suppresses the concentration of strain at the interface, thereby suppressing the occurrence of cracks in the bent portion and improving the bendability of the steel sheet. When the B content is 0.0015% or less, it is difficult to obtain the effect by the above action. Therefore, the B content is more than 0.0015%. On the other hand, if the B content exceeds 0.010%, an oxide containing B is generated on the surface of the steel sheet and the surface properties deteriorate. Therefore, the B content is set to 0.010% or less.

（Ｎ：０.０１％以下）
Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、伸びフランジ性の観点からは低いほど好ましい。Ｎ含有量が０．０１％超では伸びフランジ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００６％以下である。 (N: 0.01% or less)
N is an impurity inevitably contained in the steel, and is preferably as low as possible from the viewpoint of stretch flangeability. If the N content exceeds 0.01%, the stretch flangeability will be significantly reduced. Therefore, the N content is 0.01% or less. Preferably it is 0.006% or less.

（Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．１２％以下、Ｃｕ：０.５％以下およびＮｉ：０.５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも鋼板の強度を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、ＮｂおよびＶについては、それぞれ０．１％を超えて含有させると熱間圧延および冷間圧延が困難になる。また、Ｃｒは１．０％を超えて含有させても、そして、ＣｕおよびＮｉはそれぞれ０.５％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となり、また、熱間圧延や冷間圧延が困難となる。また、Ｍｏは０．１２％を超えて含有させると、フェライト変態が過度に抑制され、目的とする鋼組織が得られずに降伏強度が過度に高くなる場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ：０.００３％以上、Ｖ：０.００３％以上、Ｃｒ：０.００５％以上、Ｍｏ：０.００５％以上、Ｃｕ：０.００５％以上およびＮｉ：０.００５％以上の少なくとも一つを満足させることが好ましい。 (Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 0.12% or less, Cu: 0.5% or less, and Ni: 0.5% or less One or more selected from the group)
These elements are all elements that have an effect of increasing the strength of the steel sheet. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, when Nb and V are contained in amounts exceeding 0.1%, hot rolling and cold rolling become difficult. Further, even if Cr is contained in an amount exceeding 1.0%, and Cu and Ni are each contained in an amount exceeding 0.5%, the effect of the above action is saturated and economically disadvantageous. Hot rolling and cold rolling become difficult. If Mo is contained in an amount exceeding 0.12%, ferrite transformation is excessively suppressed, and the intended steel structure may not be obtained, and the yield strength may be excessively increased. Therefore, the content of each element is as described above. In order to obtain the effect of the above operation more surely, Nb: 0.003% or more, V: 0.003% or more, Cr: 0.005% or more, Mo: 0.005% or more, Cu: 0.00. It is preferable to satisfy at least one of 005% or more and Ni: 0.005% or more.

（Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、曲げ性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、いずれも０．０１％を超えて含有させると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。 (One or two or more selected from the group consisting of Ca: 0.01% or less, Mg: 0.01% or less, REM: 0.01% or less, and Zr: 0.01% or less)
Any of these elements contributes to inclusion control, in particular, fine dispersion of inclusions, and has an effect of enhancing bendability. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, when the content exceeds 0.01%, deterioration of surface properties may become obvious. Therefore, the content of each element is as described above. In addition, in order to acquire the effect by the said action | operation more reliably, it is preferable that content of at least 1 of these elements shall be 0.0003% or more.

ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。   Here, REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM means the total content of these elements. In the case of a lanthanoid, it is industrially added in the form of misch metal.

（Ｂｉ：０.０５％以下）
Ｂｉは、曲げ性を高める作用を有する元素である。したがって、含有させてもよい。しかしながら、０．０５％を超えて含有させると、熱間加工性が劣化して、熱間圧延が困難になる。したがって、Ｂｉ含有量は０.０５％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。 (Bi: 0.05% or less)
Bi is an element having an action of improving bendability. Therefore, you may make it contain. However, if the content exceeds 0.05%, the hot workability deteriorates and hot rolling becomes difficult. Therefore, the Bi content is set to 0.05% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action more reliably, it is preferable that Bi content shall be 0.0003% or more.

２．鋼組織
次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の鋼組織について説明する。 2. Steel structure Next, the steel structure of the steel sheet which is the plating base material of the galvannealed steel sheet according to the present invention will be described.

（フェライトの面積率：２０％以上６０％以下）
フェライトは、延性を向上させるとともに、降伏強度を低下させる作用を有する。フェライトの面積率が２０％未満では、降伏強度が高くなり、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、フェライトの面積率は２０％以上とする。一方、フェライトの面積率が６０％超では、上述したように、鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以上になると伸びフランジ性の劣化が著しくなる。したがって、フェライトの面積率は６０％以下とする。 (Area ratio of ferrite: 20% to 60%)
Ferrite has the effect of improving ductility and reducing yield strength. If the area ratio of ferrite is less than 20%, the yield strength increases, and wrinkles may occur, and the problem of shape defects due to an increase in springback may become apparent. Therefore, the area ratio of ferrite is 20% or more. On the other hand, when the area ratio of ferrite exceeds 60%, as described above, when the tensile strength of the steel sheet is 980 MPa or more, the stretch flangeability is significantly deteriorated. Therefore, the area ratio of ferrite is 60% or less.

（残留オーステナイトの面積率：０．５％以上３．０％以下）
残留オーステナイトは、ＴｉおよびＢを含有する高強度鋼において降伏強度を低下させる作用を有する。残留オーステナイトの面積率が０．５％未満では、降伏強度が高くなり、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は０．５％以上とする。一方、残留オーステナイトの面積率が３．０％超では、プレス成形が施されると変態して非常に硬質なマルテンサイトとなり、不均一変形を助長し、曲げ成形や伸びフランジ成形において割れを誘発する。したがって、残留オーステナイトの面積率は３．０％以下とする。 (Area ratio of retained austenite: 0.5% to 3.0%)
Residual austenite has the effect of reducing the yield strength in high strength steels containing Ti and B. When the area ratio of retained austenite is less than 0.5%, the yield strength is increased, and wrinkles may be generated, or the problem of shape defects due to an increase in springback may become apparent. Therefore, the area ratio of retained austenite is 0.5% or more. On the other hand, if the area ratio of retained austenite exceeds 3.0%, it undergoes transformation and becomes extremely hard martensite when press forming is performed, which promotes non-uniform deformation and induces cracks in bending and stretch flange forming. To do. Therefore, the area ratio of retained austenite is set to 3.0% or less.

（未再結晶フェライトの面積率：０.５％未満）
未再結晶フェライトの面積率が０.５％以上では、引張強度が９８０ＭＰａ以上となる領域で、安定した引張強度と目的とする曲げ性および伸びフランジ性とを得ることが困難である。したがって、未再結晶フェライトの面積率は０.５％未満とする（０％の場合も含む）。ここで、本発明において「未再結晶フェライト」とは、顕微鏡観察によって確認される圧延方向に伸長した相をいう。 (Area ratio of non-recrystallized ferrite: less than 0.5%)
When the area ratio of non-recrystallized ferrite is 0.5% or more, it is difficult to obtain stable tensile strength and desired bendability and stretch flangeability in a region where the tensile strength is 980 MPa or more. Therefore, the area ratio of non-recrystallized ferrite is set to less than 0.5% (including the case of 0%). Here, “non-recrystallized ferrite” in the present invention refers to a phase elongated in the rolling direction confirmed by microscopic observation.

３．合金化溶融亜鉛めっき層
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は特に限定されないが、以下の条件を満足することが好ましい。 3. Alloyed hot-dip galvanized layer The chemical composition of the alloyed hot-dip galvanized layer of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention is not particularly limited, but preferably satisfies the following conditions.

（Ｆｅ：８質量％以上１５質量％以下）
合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量を８質量％以上とすることにより、合金化処理後のめっき層の表層部における軟質部位の形成が抑制され、摺動性が高まってめっき層が基材である鋼板との界面から剥離することによるフレーク状の剥離が抑制される。したがって、Ｆｅ含有量は８質量％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは９.５質量％以上である。一方、Ｆｅ含有量を１５質量％以下にすると、鋼板に曲げ加工が施された際に曲げ部の内側で合金化溶融亜鉛めっき層が圧縮変形を受けることによって生じるパウダリング剥離が抑制される。したがって、Ｆｅ含有量は１５質量％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは１４質量％以下である。 (Fe: 8% to 15% by mass)
By setting the Fe content in the alloyed hot-dip galvanized layer to 8% by mass or more, the formation of a soft part in the surface layer portion of the plated layer after the alloying treatment is suppressed, the slidability is increased, and the plated layer is based on Flakes-like peeling due to peeling from the interface with the steel plate as the material is suppressed. Therefore, the Fe content is preferably 8% by mass or more. More preferably, it is 9.5 mass% or more. On the other hand, when the Fe content is 15% by mass or less, powdering peeling caused by compressive deformation of the alloyed hot-dip galvanized layer inside the bent portion when the steel sheet is bent is suppressed. Therefore, the Fe content is preferably 15% by mass or less. More preferably, it is 14 mass% or less.

（Ａｌ：０.１５質量％以上０.５０質量％）
溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量を０.１５質量％以上とすることにより、溶融亜鉛めっき浴中における合金層の発達をより適正に抑制することができ、めっき付着量の制御が容易となる。したがって、Ａｌ含有量は０.１５質量％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.２０質量％以上、特に好ましくは０.２５質量％以上である。一方、Ａｌ含有量を０.５０質量％以下とすることにより、適度な合金化速度を確保することができ、通常のライン速度でも５４０℃以下の合金化処理温度で上記Ｆｅ含有量を確保することができ、降伏強度を７００ＭＰａ以下にすることが容易になる。したがって、Ａｌ含有量は０.５０質量％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.４５質量％以下、特に好ましくは０.４０質量％以下である。 (Al: 0.15 mass% or more and 0.50 mass%)
By setting the Al content in the hot dip galvanized layer to 0.15% by mass or more, the development of the alloy layer in the hot dip galvanizing bath can be more appropriately suppressed, and the control of the coating amount becomes easy. . Therefore, the Al content is preferably 0.15% by mass or more. More preferably, it is 0.20 mass% or more, Most preferably, it is 0.25 mass% or more. On the other hand, by setting the Al content to 0.50% by mass or less, an appropriate alloying rate can be secured, and the above Fe content is secured at an alloying treatment temperature of 540 ° C. or less even at a normal line speed. It becomes easy to make the yield strength 700 MPa or less. Therefore, the Al content is preferably 0.50% by mass or less. More preferably, it is 0.45 mass% or less, Most preferably, it is 0.40 mass% or less.

（その他）
溶融亜鉛めっき層中へは、合金化処理過程において、母材からＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｂｉ等がとりこまれるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際にめっき層中にとりこまれる範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼさないので、問題ない。ここでいう通常のめっき条件とは、後述するように、めっき浴温度が４００℃以上４９０℃以下で、鋼板の侵入温度が４００℃以上５００℃以下、合金化温度が５００℃以上６００℃以下である。 (Other)
In the galvanized layer, in the alloying process, Si, Mn, P, S, Ti, Nb, V, Cr, Mo, Cu, Ni, B, Ca, Mg, Zr, REM, Bi are used from the base material. However, there is no problem because the plating quality is not adversely affected as long as it is within the range that can be incorporated into the plating layer when hot-dip plating and alloying are performed under normal conditions. The normal plating conditions here are, as described later, a plating bath temperature of 400 ° C. or higher and 490 ° C. or lower, a steel sheet penetration temperature of 400 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, and an alloying temperature of 500 ° C. or higher and 600 ° C. or lower. is there.

４．製造方法
次に、上記の特徴を有する本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。 4). Manufacturing Method Next, a preferable manufacturing method of the galvannealed steel sheet according to the present invention having the above characteristics will be described.

（Ａ）熱間圧延工程
上述した鋼組成を有する溶鋼を転炉、電気炉等の常法の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼材とするのが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。この鋼材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、または、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延、または、鋼材を一旦冷却した後に再加熱して圧延する再加熱圧延の何れでもよい。このとき、熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上圧延工程とからなる場合には、粗圧延後仕上圧延前の粗バーに対して誘導加熱等により全長の温度均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。 (A) Hot rolling process It is preferable to melt the molten steel having the above-described steel composition by a conventional melting method such as a converter or an electric furnace and to obtain a steel material such as a slab by a continuous casting method. In place of the continuous casting method, an ingot casting method, a thin slab casting method, or the like may be employed. This steel material is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet. Hot rolling is a direct feed rolling in which a cast steel material is not cooled to room temperature but is charged in a heating furnace while being heated and heated and then rolled, or a direct rolling in which rolling is performed immediately after performing a slight heat retention, Or any of the reheating rolling which reheats and rolls after once cooling a steel material may be sufficient. At this time, when the hot rolling process is composed of a rough rolling process and a finish rolling process, the temperature fluctuation of the entire length by induction heating or the like is performed on the rough bar before the rough rolling after the rough rolling. Since it can suppress, it is preferable.

（熱間圧延に供する鋼材の温度：１１００℃以上１３００℃以下）
熱間圧延に供する鋼材の温度は、１１００℃以上１３００℃以下とする。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｔｉ等の微細析出物を分散させることによって目的とする引張強度を確保する。したがって、熱間圧延に供する段階においてＴｉ等を固溶状態とする必要がある。熱間圧延に供する鋼材の温度が１１００℃未満では、Ｔｉ等を固溶状態とすることが困難な場合がある。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１１００℃以上とする。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃超としても、Ｔｉ等を固溶状態とする効果が飽和するだけでなく、スケールロス増加による歩留まりの低下が著しくなる。したがって、熱延鋼板に供する鋼材の温度は１３００℃以下とする。熱間圧延に供する際に１１００℃以上１３００℃の温度域に保持する時間は特に規定しないが、Ｔｉ等をより確実に固溶状態とするために１０分間以上とすることが好ましく、３０分間以上とすることがさらに好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合であって、Ｔｉ等が固溶状態にある場合には、加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。 (Temperature of steel used for hot rolling: 1100 ° C to 1300 ° C)
The temperature of the steel material used for hot rolling is 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
The alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention ensures the intended tensile strength by dispersing fine precipitates such as Ti. Therefore, it is necessary to make Ti etc. into a solid solution state at the stage of hot rolling. When the temperature of the steel material used for hot rolling is less than 1100 ° C., it may be difficult to make Ti or the like into a solid solution state. Therefore, the temperature of the steel material used for hot rolling is set to 1100 ° C. or higher. On the other hand, even if the temperature of the steel material used for hot rolling exceeds 1300 ° C., not only the effect of making Ti or the like into a solid solution state is saturated, but also the yield decreases due to an increase in scale loss. Therefore, the temperature of the steel material used for the hot-rolled steel sheet is 1300 ° C. or less. The time for maintaining in the temperature range of 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. when being subjected to hot rolling is not particularly specified, but it is preferably 10 minutes or longer, more preferably 30 minutes or longer in order to make Ti or the like more solid solution. More preferably. Moreover, in order to suppress an excessive scale loss, it is preferable to set it as 10 hours or less, and it is more preferable to set it as 5 hours or less. In addition, when direct feed rolling or direct rolling is performed and Ti or the like is in a solid solution state, it may be directly subjected to hot rolling without being subjected to heat treatment.

（圧延完了温度：８００℃以上１０００℃以下）
圧延完了温度は８００℃以上１０００℃以下とする。圧延完了温度が８００℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、操業が困難となる。したがって、圧延完了温度は８００℃以上とする。一方、圧延完了温度が１０００℃超では、粒界酸化が顕著となり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。したがって、圧延完了温度は１０００℃以下とする。 (Rolling completion temperature: 800 ° C or higher and 1000 ° C or lower)
Rolling completion temperature shall be 800 degreeC or more and 1000 degrees C or less. If rolling completion temperature is less than 800 degreeC, the deformation resistance at the time of rolling will be large and operation will become difficult. Therefore, the rolling completion temperature is 800 ° C. or higher. On the other hand, when the rolling completion temperature exceeds 1000 ° C., the grain boundary oxidation becomes remarkable, and the surface properties of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet deteriorate significantly. Therefore, the rolling completion temperature is 1000 ° C. or less.

（巻取温度：４００℃以上６８０℃以下）
巻取温度は４００℃以上６８０℃以下とする。巻取温度が４００℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。したがって、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。一方、巻取温度が６８０℃超では、粒界酸化が顕著となり、溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。したがって、巻取温度は６８０℃以下とする。好ましくは６００℃以下である。 (Winding temperature: 400 ° C or higher and 680 ° C or lower)
The coiling temperature is 400 ° C. or higher and 680 ° C. or lower. When the coiling temperature is less than 400 ° C., hard bainite and martensite are generated, and subsequent cold rolling becomes difficult. Therefore, the coiling temperature is 400 ° C. or higher. Preferably it is 500 degreeC or more. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 680 ° C., the grain boundary oxidation becomes remarkable, and the surface property of the hot dip galvanized steel sheet is significantly deteriorated. Accordingly, the coiling temperature is 680 ° C. or lower. Preferably it is 600 degrees C or less.

（Ｂ）酸洗・冷間圧延工程
熱延鋼板は常法により酸洗を施された後に冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされる。
酸洗の前または後に０〜５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の点で有利となるので好ましい。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、めっき密着性を向上させる効果がある。 (B) Pickling / cold rolling process The hot-rolled steel sheet is pickled by a conventional method and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
When the shape is corrected by performing mild rolling of about 0 to 5% before or after pickling, it is advantageous in terms of ensuring flatness, which is preferable. Moreover, pickling is improved by performing mild rolling before pickling, and the removal of the surface concentrating element is promoted, and the plating adhesion is improved.

連続溶融亜鉛めっき後の鋼板の組織を微細化する観点からは、冷間圧延の圧下率は３０％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延中の破断を抑制する観点からは、冷間圧延の圧下率は７０％以下とすることが好ましい。   From the viewpoint of refining the structure of the steel sheet after continuous hot dip galvanizing, the rolling reduction in cold rolling is preferably 30% or more. Moreover, from the viewpoint of suppressing breakage during cold rolling, the rolling reduction of cold rolling is preferably 70% or less.

（Ｃ）連続溶融亜鉛めっき工程
本発明では、Ｍｎを多量に含有させ、さらにＴｉとＢとを含有させているため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制される。さらに、Ｔｉはフェライト変態を促進し、Ｂはフェライト変態を抑制する作用を有する。したがって、鋼組織におけるフェライトの面積率を好適な範囲として高い引張強度と優れた曲げ性および伸びフランジ性とを確保するには、連続溶融亜鉛めっき工程における条件が極めて重要となる。したがって、以下のような連続溶融亜鉛めっき処理条件にて処理を行うことが、目的とする性能の鋼板を得る観点から好ましい。 (C) Continuous hot-dip galvanizing step In the present invention, since Mn is contained in a large amount and Ti and B are further contained, recrystallization of the processed ferrite is remarkably suppressed. Further, Ti has an effect of promoting ferrite transformation, and B has an action of suppressing ferrite transformation. Therefore, the conditions in the continuous hot dip galvanizing process are extremely important to ensure high tensile strength and excellent bendability and stretch flangeability with the area ratio of ferrite in the steel structure as a suitable range. Therefore, it is preferable to perform the treatment under the following conditions of the continuous hot dip galvanizing treatment from the viewpoint of obtaining a steel plate having the intended performance.

（１００℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下）
均熱温度までの加熱に際しては、１００℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下とする。前記平均加熱速度が１℃／秒未満では生産性の低下が著しくなる。したがって、前記平均加熱速度は１℃／秒以上とする。一方、前記平均加熱速度が５０℃／秒超では、連続溶融亜鉛めっき工程における温度制御が困難となり、安定した引張強度を確保することが困難となる。したがって、前記平均加熱速度は５０℃／秒以下とする。 (Average heating rate in the temperature range of 100 ° C to 700 ° C is 1 ° C / second to 50 ° C / second)
When heating to a soaking temperature, the average heating rate in the temperature range of 100 ° C. to 700 ° C. is set to 1 ° C./second to 50 ° C./second. When the average heating rate is less than 1 ° C./second, the productivity is significantly lowered. Therefore, the average heating rate is 1 ° C./second or more. On the other hand, when the average heating rate exceeds 50 ° C./second, it becomes difficult to control the temperature in the continuous hot dip galvanizing process, and it becomes difficult to ensure a stable tensile strength. Therefore, the said average heating rate shall be 50 degrees C / sec or less.

（７２０℃以上８００℃以下の温度域に２０秒間以上１６０秒間以下保持）
均熱温度までの加熱に際しては、７２０℃以上８００℃以下の温度域に２０秒間以上１６０秒間以下保持する。均熱までの加熱過程において７２０℃以上８００℃以下の温度域における保持は、Ｍｎの界面拡散による分配を促進するためであり、これにより、後続する熱処理におけるフェライト変態の制御が可能となり、目的とする鋼組織を確保することができる。上記温度域における保持時間が２０秒間未満では、Ｍｎの界面拡散による分配が不十分となり、後続する熱処理におけるフェライト変態の制御ができず、後述する条件を満たすようにしても目的とするフェライトの面積率を確保することが困難である。したがって、上記温度域における保持時間は２０秒間以上とする。一方、上記温度域における保持時間が１６０秒間超では、粒界酸化が著しくなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状が劣化する場合がある。したがって、上記温度域における保持時間は１６０秒間以下とする。 (Hold for 20 seconds or more and 160 seconds or less in a temperature range of 720 ° C or more and 800 ° C or less)
When heating to a soaking temperature, the temperature is maintained at 720 ° C. or higher and 800 ° C. or lower for 20 seconds or longer and 160 seconds or shorter. The holding in the temperature range of 720 ° C. or more and 800 ° C. or less in the heating process until soaking is to promote the distribution by Mn interfacial diffusion, thereby enabling the ferrite transformation to be controlled in the subsequent heat treatment. Steel structure to be secured can be secured. If the holding time in the above temperature range is less than 20 seconds, distribution due to interfacial diffusion of Mn becomes insufficient, the ferrite transformation in the subsequent heat treatment cannot be controlled, and even if the conditions described later are satisfied, the target ferrite area It is difficult to ensure the rate. Therefore, the holding time in the temperature range is set to 20 seconds or longer. On the other hand, when the holding time in the above temperature range exceeds 160 seconds, grain boundary oxidation becomes significant, and the surface properties of the galvannealed steel sheet may deteriorate. Accordingly, the holding time in the above temperature range is 160 seconds or less.

（Ｔ（℃）以上かつ８１０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上１５０秒間以下保持）
均熱処理は、下記式（１）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上１５０秒間以下保持することにより行う。 (T (° C) or higher and 810 ° C or higher and 950 ° C or lower is maintained for 5 seconds or more and 150 seconds or less)
The soaking is performed by holding in a temperature range of T (° C.) or more and 810 ° C. or more and 950 ° C. or less defined by the following formula (1) for 5 seconds or more and 150 seconds or less.

Ｔ＝９１０−２０３×（Ｃ^０．５）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ
＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ
＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ （１）
ここで、式中における元素記号は前記鋼材における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。 T = 910−203 × (C ^0.5 ) −15.2 × Ni + 44.7 × Si
+ 104 × V + 31.5 × Mo-30 × Mn-11 × Cr-20 × Cu
+ 700 × P + 400 × Al + 50 × Ti (1)
Here, the element symbol in a formula shows content (unit: mass%) of each element in the said steel materials.

均熱温度がＴ（℃）未満または８１０℃未満では、未再結晶が多く残存してしまい、鋼板の引張強度が安定せず、曲げ性が劣化する場合がある。したがって、均熱温度はＴ（℃）以上かつ８１０℃以上とする。一方、均熱温度が９５０℃超では、焼鈍炉の損傷が顕在化するとともに生産性が低下する。したがって、均熱温度は９５０℃以下とする。好ましくは８８０℃以下である。   If the soaking temperature is less than T (° C.) or less than 810 ° C., a large amount of unrecrystallized material remains, the tensile strength of the steel sheet is not stable, and the bendability may be deteriorated. Therefore, the soaking temperature is set to T (° C.) or more and 810 ° C. or more. On the other hand, if the soaking temperature exceeds 950 ° C., damage to the annealing furnace becomes obvious and productivity decreases. Therefore, the soaking temperature is 950 ° C. or lower. Preferably it is 880 degrees C or less.

均熱時間が５秒間未満では、連続溶融亜鉛めっき工程における温度制御が困難となり、安定した引張強度を確保することが困難となる。したがって、均熱時間は５秒間以上とする。一方、均熱時間が１５０秒間超では、生産性が低下するばかりか、粒界酸化が著しくなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状が劣化する場合がある。   If the soaking time is less than 5 seconds, it becomes difficult to control the temperature in the continuous hot dip galvanizing process, and it becomes difficult to ensure a stable tensile strength. Therefore, the soaking time is 5 seconds or more. On the other hand, when the soaking time exceeds 150 seconds, not only the productivity is lowered, but also the grain boundary oxidation becomes remarkable, and the surface properties of the galvannealed steel sheet may be deteriorated.

（５８０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上３０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域まで冷却）
上記均熱処理の後、５８０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上３０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域まで冷却する。５８０℃以上７５０℃以下の温度域における冷却は、フェライト変態を制御して、目的とする鋼組織を確保するために重要である。上記温度域における平均冷却速度が３℃／秒未満ではフェライト変態が過度に進行してしまい、高い引張強度と優れた伸びフランジ性とを両立することが困難となる。したがって、上記温度域における平均冷却速度は３℃／秒以上とする。好ましくは、４℃／秒以上である。一方、上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒超では、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、降伏強度が高くなり、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒以下とする。好ましくは２５℃／秒以下である。 (The average cooling rate in the temperature range from 580 ° C. to 750 ° C. is 3 ° C./second to 30 ° C./second and is cooled to a temperature range of 400 ° C. to 560 ° C.)
After the soaking, the average cooling rate in the temperature range of 580 ° C. or higher and 750 ° C. or lower is set to 3 ° C./second or higher and 30 ° C./second or lower, and the temperature is cooled to 400 ° C. or higher and 560 ° C. or lower. Cooling in the temperature range of 580 ° C. or higher and 750 ° C. or lower is important for controlling the ferrite transformation and securing the target steel structure. If the average cooling rate in the temperature range is less than 3 ° C./second, the ferrite transformation proceeds excessively, making it difficult to achieve both high tensile strength and excellent stretch flangeability. Therefore, the average cooling rate in the temperature range is set to 3 ° C./second or more. Preferably, it is 4 ° C./second or more. On the other hand, when the average cooling rate in the above temperature range exceeds 30 ° C./second, ferrite transformation is excessively suppressed, yield strength is increased, wrinkles are generated, and the problem of poor shape due to increased spring back is caused. May become apparent. Therefore, the average cooling rate in the temperature range is set to 30 ° C./second or less. Preferably it is 25 degrees C / sec or less.

本発明では、Ｍｎを多量に含有させ、さらにＢを含有させているため、ベイナイト変態が著しく抑制される。このため、残留オーステナイトの面積率を適正なものとするには冷却後の条件が重要となる。   In the present invention, since Mn is contained in a large amount and B is further contained, the bainite transformation is remarkably suppressed. For this reason, the condition after cooling becomes important in order to make the area ratio of retained austenite appropriate.

上記冷却停止温度が４００℃未満では、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、操業が困難となる。したがって、冷却停止温度は４００℃以上とする。一方、冷却停止温度が５６０℃を超えると、ベイナイト変態が十分に進行せず、その結果、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、冷却停止温度は５６０℃以下とする。なお、溶融亜鉛めっきでは、常法に従って、４００℃以上４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬することにより行う。   When the cooling stop temperature is lower than 400 ° C., heat removal during immersion in the plating bath is large, and operation becomes difficult. Therefore, the cooling stop temperature is set to 400 ° C. or higher. On the other hand, when the cooling stop temperature exceeds 560 ° C., the bainite transformation does not proceed sufficiently, and as a result, excessive austenite remains and the stretch flangeability may deteriorate. Therefore, the cooling stop temperature is set to 560 ° C. or lower. In addition, in hot dip galvanization, it is performed by immersing in a hot dip galvanizing bath at 400 ° C. or higher and 490 ° C. or lower according to a conventional method.

（４００℃以上５４０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上５００秒間以下保持）
上記冷却の後、溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに合金化処理を施すが、この際、４００℃以上５４０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上５００秒間以下保持する。４００℃以上５４０℃以下の温度域における保持時間が２５秒間未満では、ベイナイト変態が十分に進行せず、その結果、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、上記保持時間は２５秒間以上とする。一方、上記保持時間が５００秒間超では、ベイナイト変態が過度に進行してしまい、その結果、適正量の残留オーステナイトを残存させることができず、降伏強度が著しく上昇してしまう場合がある。したがって、上記保持時間は５００秒間以下とする。なお、生産性の観点からは、上記滞在時間を３００秒間以下とすることが好ましい。 (Hold for 25 seconds or more and 500 seconds or less in the temperature range from 400 ° C to 540 ° C including immersion in the plating bath and alloying)
After the cooling, a hot dip galvanizing treatment is performed, and an alloying treatment is further performed. At this time, a temperature range of 400 ° C. or higher and 540 ° C. or lower includes 25 seconds or more and 500 seconds including the time of plating bath immersion and alloying treatment. Hold below. If the holding time in the temperature range of 400 ° C. or more and 540 ° C. or less is less than 25 seconds, the bainite transformation does not proceed sufficiently, and as a result, excessive austenite remains, and stretch flangeability may deteriorate. Therefore, the holding time is set to 25 seconds or longer. On the other hand, when the holding time exceeds 500 seconds, the bainite transformation proceeds excessively, and as a result, an appropriate amount of retained austenite cannot be left, and the yield strength may be significantly increased. Accordingly, the holding time is 500 seconds or less. From the viewpoint of productivity, it is preferable that the stay time is 300 seconds or less.

（５００℃以上５４０℃以下の温度域で合金化処理）
めっき浴浸漬後に合金化処理を施す際の合金化処理温度は５００℃以上５４０℃以下とする。合金化処理温度が５００℃未満では、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、合金化処理温度は５００℃以上とする。好ましくは５１０℃以上である。一方、合金化処理温度が５４０℃を超えると、適正量の残留オーステナイトを残存させることができず、降伏強度が著しく上昇してしまう場合がある。したがって、合金化処理温度は５４０℃以下とする。好ましくは５３０℃以下である。合金化処理時間は特に規定しないが、好適な合金化度（合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量）を確保する観点からは、５秒間以上６０秒間以下とすることが好ましい。このようにすることにより、合金化度を８質量％以上１５質量％以下とすることが好ましい。 (Alloying treatment in a temperature range of 500 ° C to 540 ° C)
The alloying treatment temperature when the alloying treatment is performed after immersion in the plating bath is 500 ° C. or more and 540 ° C. or less. When the alloying treatment temperature is less than 500 ° C., residual austenite remains excessively, and stretch flangeability may deteriorate. Therefore, the alloying treatment temperature is set to 500 ° C. or higher. Preferably it is 510 degreeC or more. On the other hand, if the alloying temperature exceeds 540 ° C., an appropriate amount of retained austenite cannot be left, and the yield strength may be significantly increased. Therefore, the alloying temperature is 540 ° C. or lower. Preferably it is 530 degrees C or less. Although the alloying treatment time is not particularly defined, it is preferably 5 seconds or more and 60 seconds or less from the viewpoint of securing a suitable degree of alloying (Fe content of the alloyed hot-dip galvanized layer). By doing in this way, it is preferable to make an alloying degree into 8 mass% or more and 15 mass% or less.

（３００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５０秒間以下保持）
合金化処理後に３００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５０秒間以下保持する。合金化処理後に上記温度域に保持するのは、再びベイナイト変態を緩やかに進行させ、残留オーステナイトの面積率を精緻に制御するためである。上記温度域における保持時間が２０秒間未満ではベイナイト変態を適度に進行させることができずに、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、上記温度域における保持時間は２０秒間以上とする。一方、上記温度域における保持時間が５０秒間超ではベイナイト変態が過度に進行してしまい、適正量の残留オーステナイトを残存させることができず、降伏強度が著しく上昇してしまう場合がある。したがって、上記温度域における保持時間は５０秒間以下とする。 (Hold for 20 seconds to 50 seconds in a temperature range of 300 ° C to 500 ° C)
After the alloying treatment, the temperature is maintained at 300 ° C. or more and 500 ° C. or less for 20 seconds or more and 50 seconds or less. The reason why the temperature is maintained in the temperature range after the alloying treatment is that the bainite transformation gradually proceeds again and the area ratio of the retained austenite is precisely controlled. If the holding time in the above temperature range is less than 20 seconds, the bainite transformation cannot be appropriately advanced, and residual austenite may remain excessively, which may deteriorate stretch flangeability. Therefore, the holding time in the temperature range is set to 20 seconds or longer. On the other hand, if the holding time in the above temperature range exceeds 50 seconds, the bainite transformation proceeds excessively, an appropriate amount of retained austenite cannot be left, and the yield strength may increase significantly. Therefore, the holding time in the temperature range is 50 seconds or less.

連続溶融亜鉛めっき処理後、さらに調質圧延を伸び率０.０５〜１％の範囲で行うことが好ましい。調質圧延によって降伏点伸びが抑制されるとともに、降伏強度が調整される。   After the continuous hot dip galvanizing treatment, it is preferable to further perform temper rolling in the range of 0.05% to 1% elongation. Yield point elongation is suppressed by temper rolling, and yield strength is adjusted.

さらに、本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
１．評価用鋼板の製造
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブとした。 Furthermore, the present invention will be described more specifically with reference to examples.
1. Production of Steel Plate for Evaluation Steel having chemical components shown in Table 1 was melted in a converter and made into a 245 mm thick slab by continuous casting.

得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、２.６ｍｍ厚の熱延鋼板を製板した。   The obtained slab was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to produce a 2.6 mm thick hot rolled steel sheet.

得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延し、１.２ｍｍ厚の冷延鋼板を製板した。
得られた冷延鋼板について、連続溶融亜鉛めっき処理における熱履歴を模擬するように、表３に示す条件の熱処理を施して焼鈍冷延鋼板を作製した。すなわち、表３に示す条件にて加熱した後に冷却し、冷却停止温度で冷却後から所定の時間（浸漬前保持時間）保持し、想定めっき浴温である４６０℃まで４秒間かけて冷却し、４６０℃で２秒間保持した。続いて表３に示す合金化処理温度まで４秒間かけて加熱し、合金化処理を模擬するように、各々の合金化処理温度で５秒間保持し、その後、３００℃以上５００℃以下の温度域に表３に示す時間保持し、さらに、平均冷却速度２０℃／秒で室温まで冷却した。このようにして得られた焼鈍冷延鋼板を伸び率０.１％で調質圧延し、各種評価用鋼板を準備した。 The obtained hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled to produce a 1.2 mm-thick cold-rolled steel sheet.
The obtained cold-rolled steel sheet was subjected to heat treatment under the conditions shown in Table 3 so as to simulate the thermal history in the continuous hot-dip galvanizing process, thereby producing an annealed cold-rolled steel sheet. That is, after heating under the conditions shown in Table 3, cooled, held for a predetermined time (holding time before immersion) after cooling at the cooling stop temperature, cooled to 460 ° C., which is the assumed plating bath temperature, over 4 seconds, Hold at 460 ° C. for 2 seconds. Subsequently, the alloying treatment temperature shown in Table 3 was heated for 4 seconds and held at each alloying treatment temperature for 5 seconds so as to simulate the alloying treatment, and thereafter, a temperature range of 300 ° C. to 500 ° C. Were held for the time shown in Table 3, and further cooled to room temperature at an average cooling rate of 20 ° C./second. The annealed cold-rolled steel sheet thus obtained was temper-rolled at an elongation of 0.1% to prepare various evaluation steel sheets.

本例において作製した焼鈍冷延鋼板は、溶融亜鉛めっきが施されていないが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の機械的性質は同じ熱履歴を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板と実質的に同一である。   The annealed cold-rolled steel sheet produced in this example is not hot dip galvanized, but receives the same thermal history as the galvannealed steel sheet, so the mechanical properties of the steel sheet are alloyed with the same thermal history. It is substantially the same as a hot dip galvanized steel sheet.

２．評価方法
各種製造条件で得られた焼鈍冷延鋼板に対して、鋼組織を解析し、引張試験、曲げ試験および伸びフランジ試験を実施し、それぞれの機械特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。 2. Evaluation method The steel structure was analyzed with respect to the annealed cold-rolled steel sheet obtained under various production conditions, and a tensile test, a bending test, and a stretch flange test were performed, and each mechanical characteristic was evaluated. The method of each evaluation is as follows.

（フェライトの面積率）
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面、圧延方向に対して直角方向断面の組織を電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ^２の領域を写真撮影し、画像解析によりフェライトの面積率を調査した。 (Ferrite area ratio)
Test specimens were taken from the rolling direction of each annealed cold-rolled steel sheet and the direction perpendicular to the rolling direction, the cross section in the rolling direction and the structure of the cross section perpendicular to the rolling direction were observed with an electron microscope, and a region of 8 mm ² was photographed. Images were taken and the area ratio of ferrite was investigated by image analysis.

（残留オーステナイトの面積率）
各焼鈍冷延鋼板から２５ｍｍ×２５ｍｍ×板厚１．２ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して０.３ｍｍ減厚し、化学研磨後の試験片表面に対しＸ線回折を三回実施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイトの面積率を平均した値を算出した。 (Area ratio of retained austenite)
A test piece of 25 mm × 25 mm × thickness 1.2 mm was cut out from each annealed cold-rolled steel sheet, this test piece was subjected to chemical polishing to reduce the thickness by 0.3 mm, and X-ray diffraction was performed on the surface of the test piece after chemical polishing. It carried out 3 times, the obtained profile was analyzed, and the value which averaged the area ratio of the retained austenite was computed.

（未再結晶フェライトの面積率）
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面、圧延方向に対して直角方向断面の組織を電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ^２の領域を写真撮影し、画像解析により未再結晶フェライトの面積率を調査した。 (Area ratio of non-recrystallized ferrite)
Test specimens were taken from the rolling direction of each annealed cold-rolled steel sheet and the direction perpendicular to the rolling direction, the cross section in the rolling direction and the structure of the cross section perpendicular to the rolling direction were observed with an electron microscope, and a region of 8 mm ² was photographed. The area ratio of unrecrystallized ferrite was investigated by photographing and image analysis.

（引張試験）
各焼鈍冷延鋼板から、圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＴＳ（引張強度）およびＹＳ（降伏強度）を測定した。 (Tensile test)
From each annealed cold-rolled steel sheet, a JIS No. 5 tensile specimen was taken from the direction perpendicular to the rolling direction, and TS (tensile strength) and YS (yield strength) were measured.

（曲げ試験）
各焼鈍冷延鋼板から、曲げ稜線が圧延方向となるように、圧延方向に対して直角方向が長手方向となる曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ６０ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）を採取した。試験片の端面はシャー切断ままとした。先端に２.４ｍｍの半径を持つ９０゜のポンチで押し込み、曲げ試験を実施し、表面および端面の割れの有無を目視にて確認した。表面および端面のいずれにも割れが無いものを「良好」とし、表面および端面の少なくとも一方に割れがあるものを「不良」とした。 (Bending test)
A bending test piece (width 40 mm × length 60 mm × sheet thickness 1.2 mm) in which the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction was taken from each annealed cold-rolled steel sheet so that the bending ridge line was in the rolling direction. The end face of the test piece was left shear cut. The tip was pushed with a 90 ° punch having a radius of 2.4 mm, a bending test was performed, and the presence or absence of cracks on the surface and the end face was visually confirmed. A sample having no crack on either the surface or the end face was evaluated as “good”, and a sample having a crack on at least one of the surface and the end face was determined as “defective”.

（伸びフランジ試験）
各焼鈍冷延鋼板（幅１００ｍｍ×長さ１００ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）の中央に、直径１０ｍｍ（＝Ｄ_０）の丸穴を、クリアランスが１２.５％となる条件で打ち抜き、伸びフランジ試験片を作製した。打ち抜き部のバリがダイス側となるようにして、直径３３ｍｍ、肩Ｒ３ｍｍの円筒平底ポンチで押し拡げ、上記丸穴の縁において亀裂が板厚を貫通した直後の穴の直径Ｄ_ｈを測定し、次式で得られるＨＥＲ（穴拡げ率）を算出した。ＨＥＲが３５％以上であるものを「良好」とし、３５％未満のものを「不良」とした。
ＨＥＲ＝（Ｄ_ｈ−Ｄ_０）／Ｄ_０×１００ （１） (Stretch flange test)
A round hole with a diameter of 10 mm (= D ₀ ) is punched in the center of each annealed cold-rolled steel sheet (width 100 mm × length 100 mm × sheet thickness 1.2 mm) under the condition that the clearance is 12.5%, and the stretch flange test A piece was made. With the burrs in the punched portion on the die side, it was expanded with a cylindrical flat bottom punch with a diameter of 33 mm and a shoulder R3 mm, and the diameter D _h of the hole immediately after the crack penetrated the plate thickness at the edge of the round hole was measured. HER (hole expansion rate) obtained by the following formula was calculated. A sample having a HER of 35% or more was evaluated as “good”, and a sample having a HER of less than 35% was determined as “bad”.
HER = (D _h −D ₀ ) / D ₀ × 100 (1)

３．評価結果
上記の評価の結果を表４に示す。 3. Evaluation results Table 4 shows the results of the above evaluations.

なお、表１〜４において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、条件、または機械特性が本発明の範囲外であることを示している。
表４における供試材Ｎｏ.１、４、６、８、１０、１２、１７、２０、２２、２７〜２９および３３は、本発明の条件を全て満足する本発明例の鋼板である。 In addition, the numerical value underlined in Tables 1-4 has shown that content, conditions, or a mechanical characteristic shown by the numerical value is outside the range of this invention.
Specimen Nos. 1, 4, 6, 8, 10, 12, 17, 20, 22, 27 to 29 and 33 in Table 4 are steel plates of the present invention examples that satisfy all the conditions of the present invention.

一方、供試材Ｎｏ.２、１５および１９は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、残留オーステナイトの面積率が０.５％以下となった。これらは降伏強度が７００ＭＰａ超であり好ましくなかった。   On the other hand, since the test materials No. 2, 15 and 19 were out of the range defined by the present invention, the area ratio of retained austenite was 0.5% or less. These were not preferable because the yield strength exceeded 700 MPa.

供試材Ｎｏ.３および１６は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、曲げ性が悪かった。
供試材Ｎｏ.５は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、目的とする引張強度が得られなかった。 Specimens No. 3 and 16 had poor bendability because the chemical composition was outside the range specified in the invention.
Since the test material No. 5 was out of the range specified in the present invention by the manufacturing conditions, the intended tensile strength could not be obtained.

供試材Ｎｏ.７および３０は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が６０％超となり、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ.９、２５、３１および３２は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、目的とする引張強度が得られなかった。 Since the test materials No. 7 and 30 were out of the range specified in the present invention, the ferrite area ratio exceeded 60% and the stretch flangeability was poor.
Since the test materials No. 9, 25, 31 and 32 were out of the range defined by the invention in the chemical composition, the intended tensile strength was not obtained.

供試材Ｎｏ.１１および２３は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、未再結晶フェライトの面積率が０.５０％以上となり、曲げ性と伸びフランジ性に劣っていた。   Since the test materials No. 11 and No. 23 were out of the range defined in the present invention, the area ratio of non-recrystallized ferrite was 0.50% or more, and the bendability and stretch flangeability were inferior.

供試材Ｎｏ.１３、１４、１８および３４は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、残留オーステナイトの面積率が３.０％超となり、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ.２１は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が２０％未満となった。降伏強度は７００ＭＰａ超となり好ましくなかった。 Since the test materials No. 13, 14, 18, and 34 were out of the range defined in the present invention, the area ratio of retained austenite was over 3.0% and the stretch flangeability was poor.
Since the test material No. 21 was out of the range specified in the present invention by the manufacturing conditions, the ferrite area ratio was less than 20%. The yield strength was not preferable because it exceeded 700 MPa.

供試材Ｎｏ.２４は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ.２６は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が２０％未満となった。降伏強度は７００ＭＰａ超となり好ましくなかった。 Specimen No. 24 was poor in stretch flangeability because the chemical composition was outside the range specified in the invention.
In the test material No. 26, the chemical composition deviated from the range specified in the invention, so that the area ratio of ferrite was less than 20%. The yield strength was not preferable because it exceeded 700 MPa.

Claims (5)

鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.０７％超０.１５％以下、Ｓｉ：０.００１％超０．８０％以下、Ｍｎ：２．１％超３.５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上０.４０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以上０.２５％以下、Ｂ：０．００１５％超０.０１０％以下、Ｎ：０.０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、面積％で、フェライト：２０％以上６０％以下および残留オーステナイト：０．５％以上３．０％以下を含有し、未再結晶フェライトが０．５％未満であるとともに残部がベイナイトである鋼組織を有し、
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 An alloyed hot-dip galvanized steel sheet provided with an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet,
The steel sheet is, by mass%, C: more than 0.07% and less than 0.15%, Si: more than 0.001% and less than 0.80%, Mn: more than 2.1% and less than 3.5%, P: 0 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.Al: 0.001% or more and 0.40% or less, Ti: 0.030% or more and 0.25% or less, B: more than 0.0015%, 0.0. 010% or less , N: 0.01% or less, having a chemical composition consisting of Fe and impurities, and in area%, ferrite: 20% to 60% and residual austenite: 0.5% to 3.0% And having a steel structure in which the non-recrystallized ferrite is less than 0.5% and the balance is bainite,
The alloyed hot-dip galvanized steel sheet has mechanical properties having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more. 前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．１２％以下、Ｃｕ：０.５％以下およびＮｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。   The chemical composition is mass%, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 0.12% or less, Cu: 0.5% or less, and Ni The alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to claim 1, further comprising one or more selected from the group consisting of 0.5% or less. 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。   The chemical composition may be one selected from the group consisting of Ca: 0.01% or less, Mg: 0.01% or less, REM: 0.01% or less, and Zr: 0.01% or less in terms of mass%. The alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to claim 1 or 2, further comprising two or more kinds. 前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０.０５％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。   The alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the chemical composition further contains, by mass%, Bi: 0.05% or less. 下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）鋼材を１１００℃以上１３００℃以下として熱間圧延を施し、８００℃以上１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上６８０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、１００℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下として加熱し、次いで７２０℃以上８００℃以下の温度域に２０秒間以上１６０秒間以下保持し、さらに下記式（１）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上１５０秒間以下保持した後、５８０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上３０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域まで冷却し、引き続いて、４００℃以上５４０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上５００秒間以下保持するとともに５００℃以上５４０℃以下の温度域で合金化処理を施し、さらに３００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５０秒間以下保持し、室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。
Ｔ＝９１０−２０３×（Ｃ^０．５）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ
＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ
＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ （１）
ここで、式中における元素記号は前記鋼材における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。 The method for producing an galvannealed steel sheet according to any one of claims 1 to 4, comprising the following steps (A) to (C):
(A) Hot rolling is performed with the steel material at 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, hot rolling is completed at a temperature range of 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, and winding is performed at a temperature range of 400 ° C. or higher and 680 ° C. or lower. Hot rolling process for steel plate;
(B) Pickling / cold rolling step of pickling and cold rolling the hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet; and (C) a temperature range of 100 ° C. or higher and 700 ° C. or lower on the cold-rolled steel sheet. Is heated at an average heating rate of 1 ° C./second or more and 50 ° C./second or less, then held in a temperature range of 720 ° C. or more and 800 ° C. or less for 20 seconds or more and 160 seconds or less, and T defined by the following formula (1) (° C) and 810 ° C or more and 950 ° C or less and held for 5 seconds or more and 150 seconds or less, and the average cooling rate in the temperature range of 580 ° C or more and 750 ° C or less is 3 ° C / second or more and 30 ° C / second or less Cool to a temperature range of 400 ° C. or more and 560 ° C. or less, and subsequently hold it in the temperature range of 400 ° C. or more and 540 ° C. or less, including during plating bath immersion and alloying treatment, for 25 seconds or more and 500 seconds or less and 500 ° C. or less. Continuous hot dip galvanization is performed in a temperature range of 540 ° C. or lower, further maintained in a temperature range of 300 ° C. or higher and 500 ° C. or lower for 20 seconds to 50 seconds, and cooled to room temperature to form an alloyed hot dip galvanized steel sheet. Process.
T = 910−203 × (C ^0.5 ) −15.2 × Ni + 44.7 × Si
+ 104 × V + 31.5 × Mo-30 × Mn-11 × Cr-20 × Cu
+ 700 × P + 400 × Al + 50 × Ti (1)
Here, the element symbol in a formula shows content (unit: mass%) of each element in the said steel materials.