JPWO2020148948A1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
前記鋼板が、質量%で、
C:0.12〜0.35%、
Si:0.5〜3.0%、
Mn:1.5〜4.0%、
P:0.100%以下(0%は含まない)、
S:0.02%以下(0%は含まない)、および
Al:0.01〜1.50%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板表面から300〜400μmの範囲内の鋼板組織に対して、マルテンサイトの面積率が30%以下、パーライトの面積率が1%以下、焼戻しマルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計面積率が30%以上99%以下、残留オーステナイトの面積率が1〜20%、かつフェライトと炭化物を含まないベイナイトの合計面積率が45%以下であり、
前記鋼板表面から300〜400μmの範囲内の全残留オーステナイト粒のうち、2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒の割合が、面積率で40%以下である、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[2]前記鋼板が、前記成分組成に加えてさらに、質量%で、
Cr:0.005〜2.0%、
Ni:0.005〜2.0%、
Cu:0.005〜2.0%、
V:0.1〜1.5%、
Mo:0.1〜1.5%、
Ti:0.005〜0.10%、
Nb:0.005〜0.10%、
B:0.0001〜0.0050%、
Ca:0.0003〜0.0050%、
REM:0.0003〜0.0050%、
Sn:0.005〜0.50%、および
Sb:0.005〜0.50%のうちから選ばれる少なくとも一種の元素を含有する、[1]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[3]前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、[1]または[2]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[4][1]または[2]に記載の成分組成を有するスラブに、熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取る熱延工程を施し、
前記熱延工程で得られた熱延板、または前記熱延板にさらに圧下率30%以上で冷間圧延した冷延板を、(Ac1−5℃)〜(Ac1+10℃)の温度域で15s以上滞留させ、かつ当該滞留の間に0超〜10MPaの張力を付加し、
次いで、750〜940℃の焼鈍温度まで加熱して10〜600s滞留させ、
次いで、前記焼鈍温度から550℃までの間を第1平均冷却速度3℃/s以上、かつ第1冷却停止温度(Ms〜550℃)で冷却し、
次いで、(Ms〜580℃)のめっき処理温度で10〜300s滞留させ、当該滞留の間に、亜鉛めっき処理、または前記亜鉛めっき処理後にめっき合金化処理を行い、
次いで、前記めっき処理温度から350℃までの間を第2平均冷却速度50℃/s以上、かつ第2冷却停止温度50〜350℃で冷却し、
次いで、前記第2冷却停止温度超、かつ300〜500℃の再加熱温度まで加熱して1〜600s滞留させた後、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。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板における鋼板の成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において、成分の含有量の単位である「%」は「質量%」を意味する。
Cは、焼戻しマルテンサイトや炭化物を含むベイナイトを強化して強度を上昇させ、また残留オーステナイトを得るのに有効な元素である。C含有量が0.12%未満ではこのような効果が十分得られず、本発明の強度や鋼組織が得られない。したがって、C含有量は0.12%以上であり、好ましくは0.14%以上であり、より好ましくは0.15%以上である。一方、C含有量が0.35%を超えると残留オーステナイトが過剰に多くなって本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、C含有量は0.35%以下であり、好ましくは0.32%以下である。
Siは、鋼を固溶強化して強度を上昇させたり、残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。このような効果を十分に得るには、Si含有量を0.5%以上とする必要がある。Si含有量は、好ましくは0.8%以上である。一方、Si含有量が3.0%を超えると過剰なフェライト生成を招き、本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、Si含有量は3.0%以下であり、好ましくは2.5%以下であり、より好ましくは2.0%以下である。
Mnは、マルテンサイトやベイナイトを生成させて強度を上昇させるのに有効な元素である。Mn含有量が1.5%未満ではこうした効果が十分得られない。したがって、Mn含有量は1.5%以上であり、好ましくは1.8%以上であり、より好ましくは2.0%以上である。一方、Mn含有量が4.0%を超えると鋼が脆化して本発明の優れた加工性を得られない。したがって、Mn含有量は4.0%以下であり、好ましくは3.7%以下であり、より好ましくは3.4%以下である。
Pは、鋼を脆化させて加工性を低下させるため、その量は極力低減することが望ましいが、本発明ではP含有量を0.100%まで許容できる。なお、P含有量を0%にするのは操業上困難なため、0%は含まない。また、P含有量が0.001%未満では生産能率の低下を招くため、0.001%以上が好ましい。
Sは、介在物を増加させて加工性を低下させるため、その量は極力低減することが好ましいが、本発明ではS含有量を0.02%まで許容できる。なお、S含有量を0%にするのは操業上困難なため、0%は含まない。また、S含有量が、0.0001%未満では生産能率の低下を招くため、0.0001%以上が好ましい。
Alは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で添加することが好ましい。また、残留オーステナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を発現させるには、Al含有量を0.01%以上とする必要がある。Al含有量は、好ましくは0.02%以上である。一方、Al含有量が1.50%を超えるとフェライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、Al含有量は1.50%以下であり、好ましくは1.0%以下であり、より好ましくは0.70%以下である。
Cr、Ni、Cuはマルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るにはそれぞれ上記下限値以上とすることが好ましい。一方、Cr、Ni、Cuのそれぞれの含有量は、加工性を高める観点からは、上記上限値以下とすることが好ましい。
高強度溶融亜鉛めっき鋼板における鋼板組織について説明する。以下の説明において、鋼板組織の面積率とは、鋼板表面から300〜400μmの範囲内における鋼板組織に対する面積率を意味する。なお、本発明にて、鋼板表面から300〜400μmの範囲内の鋼板組織の制御が重要なのは、本発明で意図する均一伸び(UEL)や穴拡げ率(λ)の向上が、前記した鋼板の板厚の範囲で発生するネッキングやボイド生成に影響しているためと推測される。
マルテンサイトは強度を上昇させるが加工性を低下させるため、面積率を30%以下とする必要がある。面積率が30%を超えると本発明の加工性が得られなくなる。したがって、マルテンサイトの面積率は30%以下、好ましくは25%以下、より好ましくは15%以下、さらに好ましくは10%以下である。なお、下限については特に定めないが、1%以上であることが多い。
パーライトは強度均一伸びバランスを低下させるため、極力低減する必要がある。面積率が1%を超えると本発明の強度均一伸びバランスが得られなくなる。したがって、パーライトの面積率は1%以下である。
焼戻しマルテンサイトと炭化物を含むベイナイトは高強度と高加工性を得るのに必要な組織である。これらの合計面積率が30%未満では本発明の強度と加工性のいずれかが得られない。したがって、焼戻しマルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計面積率は30%以上、好ましくは40%以上、より好ましくは50%以上である。本発明の高強度と高加工性を得る観点からは、焼戻しマルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計面積率の上限は限られないが、他の組織の面積率との関係で、合計面積率は99%以下である。
残留オーステナイトは均一伸びを上昇させるのに必要な組織である。残留オーステナイトの面積率が1%未満ではこのような効果が十分に得られない。したがって、残留オーステナイトの面積率は1%以上であり、好ましくは3%以上であり、さらに好ましくは5%以上である。一方、面積率が20%を超えると穴拡げ率(λ)の低下を招く。したがって、残留オーステナイトの面積率は20%以下であり、好ましくは18%以下であり、より好ましくは17%以下である。
本発明でいう「2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒」とは、15゜以上の方位差を持つ複数のオーステナイトが連結した粒であることを意味する。
本発明において、残留オーステナイト粒の結晶の連結は極めて重要である。全残留オーステナイト粒の内、2つ以上の結晶方位を有するオーステナイト粒は、加工の際に早期にマルテンサイト変態するため、加工性の低下を招く。本発明の優れた加工性を得るには、全残留オーステナイト粒のうち、2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒の割合を面積率で40%以下とする必要があり、好ましくは面積率で35%以下であり、より好ましくは面積率で30%以下であり、さらに好ましくは面積率で20%以下である。
本発明において、マルテンサイト、パーライト、焼戻しマルテンサイト、および炭化物を含むベイナイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことである。
焼鈍後の鋼板のサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3体積%ナイタールで腐食し、鋼板表面から板厚方向に300〜400μmの範囲内の位置をSEM(走査型電子顕微鏡)で1500倍の倍率でそれぞれ3視野撮影する。なお、鋼板表面とは、溶融亜鉛めっき層と鋼板の界面を示す。得られた画像データを用いて、Media Cybernetics社製のImage−Proにより各組織の面積率を求め、視野の各組織の平均面積率を、各組織の面積率とする。前記画像データにおいて、マルテンサイトは白色若しくは明灰色または方位の揃っていない炭化物を含む灰色、炭化物を含むベイナイトは方位の揃った炭化物を含む灰色または暗灰色、焼戻しマルテンサイトは方位の揃っていない炭化物を含む灰色または暗灰色、パーライトは黒色と白色の層状組織として区別される。
上記EBSDに基づいて残留オーステナイトの面積率を求める方法において、Grain Dilation処理と、Neighbor CI Correlation処理を行った後のデータから、15゜以上の方位差を持つ複数のオーステナイトが連結した粒の面積率を求める。そして、全オーステナイトの面積率に対する、当該15゜以上の方位差を持つ複数のオーステナイトが連結した粒の面積率の割合(%)を求める。この割合(%)を、全残留オーステナイト粒のうち、2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒の割合とする。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を有する。溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の板厚(めっき層を含まない)は特に限定されないが、0.4mm以上3.0mm以下が好ましい。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記成分組成を有するスラブに、熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取る熱延工程を施し、前記熱延工程で得られた熱延板、または前記熱延板にさらに圧下率30%以上で冷間圧延した冷延板を、(Ac1−5℃)〜(Ac1+10℃)の温度域で15s以上滞留させ、かつ当該滞留の間に0超〜10MPaの張力を付加し、次いで、750〜940℃の焼鈍温度まで加熱して10〜600s滞留させ、次いで、前記焼鈍温度から550℃までの間を第1平均冷却速度3℃/s以上、かつ第1冷却停止温度(Ms〜550℃)で冷却し、次いで、(Ms〜580℃)のめっき処理温度で10〜300s滞留させ、当該滞留の間に、亜鉛めっき処理、または前記亜鉛めっき処理後にめっき合金化処理を行い、次いで、前記めっき処理温度から350℃までの間を第2平均冷却速度50℃/s以上、かつ第2冷却停止温度50〜350℃で冷却し、次いで、前記第2冷却停止温度超、かつ300〜500℃の再加熱温度まで加熱して1〜600s滞留させた後、室温まで冷却して製造される。なお、製造条件に示した各温度は、いずれも鋼板の表面温度である。
以下、上記製造方法を、順に説明する。
熱延工程で得られた熱延板を必要に応じて冷間圧延する。冷間圧延する場合、圧下率が30%未満となると2つの結晶方位を有する残留オーステナイト粒が多くなって、本発明の鋼組織が得られない。したがって、冷間圧延での圧下率は30%以上、好ましくは35%以上である。上限は特に規定しないが、形状安定性等の観点からは90%以下が好ましい。冷間圧延を施さない場合は、ベイナイト変態が促進されて2つの結晶方位を有する残留オーステナイトが減少する。なお、熱延板を焼鈍する場合は、形状矯正のために5%以下の調質圧延を施してもよい。
前記熱延工程で得られた熱延板、または熱延板に上記冷間圧延して得られた冷延板を、(Ac1−5℃)〜(Ac1+10℃)の温度域で15s以上滞留させる。当該温度域での滞留時間が15s未満では、2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒が多くなって、本発明の鋼組織が得られない。したがって、(Ac1−5℃)〜(Ac1+10℃)の温度域での滞留時間は15s以上、好ましくは20s以上である。また、当該滞留時間をより長くすれば、2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒がより少なくなり、本発明の効果が有効に得られるので、滞留時間の上限は規定していない。なお、Ac1はAc1変態点を示す。
上記熱延板または冷延板を(Ac1−5℃)〜(Ac1+10℃)の温度域で滞留させオーステナイトを生成させる際に、張力を付加することで2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒を低減することができる。このメカニズムは明らかではないが、2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒の生成そのものを低減することやその後のベイナイト変態を促進することなどが考えられる。しかしながら、張力が10MPaを超えるとこのような効果はみられなくなる。したがって、(Ac1−5℃)〜(Ac1+10℃)での張力は0超〜10MPa、好ましくは0.5〜10MPa、より好ましくは0.5〜5MPaである。
上記工程後の鋼板を750〜940℃の焼鈍温度まで加熱する。焼鈍温度が750℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となり本発明の鋼組織が得られない。一方、940℃を超えると、2つの結晶方位を有する残留オーステナイト粒が増加して本発明の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は750〜940℃、好ましくは770〜920℃である。
鋼板を上記焼鈍温度で10〜600s滞留させる。滞留時間が10s未満ではオーステナイトの生成が不十分となり、本発明の鋼組織が得られない。一方、上記焼鈍温度での滞留時間が600sを超えると、2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒が増加して本発明の鋼組織が得られない。したがって、滞留時間は10〜600s、好ましくは30〜300sである。
上記焼鈍温度で焼鈍後の鋼板を、焼鈍温度から550℃までの間を第1平均冷却速度3℃/s以上で、焼鈍温度から550℃以下まで冷却する。第1平均冷却速度は、焼鈍温度と550℃との温度差を焼鈍温度から550℃までの冷却に要した時間で除して算出する。第1平均冷却速度が3℃/s未満ではフェライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、第1平均冷却速度は3℃/s以上、好ましくは5℃/s以上である。第1平均冷却速度の上限は特に規定しないが、形状安定性の観点からは100℃/s未満が好ましい。
上記焼鈍後の鋼板を上記第1平均冷却速度で冷却するときの第1冷却停止温度は、(Ms〜550℃)である。なお、Msは鋼板のMs点(マルテンサイト変態開始温度)を示す。冷却停止温度がMs未満になるとめっき熱処理前にオーステナイトへのC濃化が過剰となってパーライトが生成し、本発明の鋼組織が得られない。一方、550℃を超えると過剰なフェライトやパーライトの生成を招いて本発明の鋼組織が得られない、したがって、第1冷却停止温度は(Ms〜550℃)、好ましくは450〜550℃である。
第1冷却停止温度まで冷却した鋼板を、(Ms〜580℃)のめっき処理温度で滞留させる。(Ms〜580℃)での滞留時間が10s未満または300sを超えるとベイナイト変態の進行が不十分となって2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒が増加して本発明の鋼組織が得られない。したがって、(Ms〜580℃)での滞留時間は10〜300sとする。
なお、めっき処理温度は(Ms〜580℃)であればよく、上記第1平均冷却の後に必要に応じて加熱し、冷却停止温度以上の温度としてもよい。
上記めっき処理温度で滞留させる間に、鋼板に、亜鉛めっき処理、または前記亜鉛めっき処理後にさらにめっき合金化処理を行う。めっき処理は、上記により得られた鋼板を440℃以上500℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。さらに亜鉛めっきを合金化する際は460℃以上580℃以下の温度域に1秒以上120秒以下滞留させて合金化することが好ましい。亜鉛めっきは、Al量が0.08質量%以上0.25質量%以下である亜鉛めっき浴を用いて形成することが好ましい。
また、亜鉛めっき後の鋼板には樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
めっき処理後の鋼板を、めっき処理温度から350℃までの間を第2平均冷却速度50℃/s以上で、めっき処理温度から350℃以下まで冷却する。第2平均冷却速度は、めっき処理温度と350℃との温度差をめっき処理から350℃までの冷却に要した時間で除して算出する。第2平均冷却速度が50℃/s未満ではベイナイト変態の促進が不十分となり、本発明の鋼組織が得られない。したがって、第2平均冷却速度は50℃/s以上とする。本発明の鋼組織を得る観点からは、第2平均冷却速度は50℃/s以上であれば上限は限られないため、上限を規定していないが、工業的に得られる第2平均冷却速度の上限は1500℃/s程度である。
めっき処理後の鋼板を、上記第2平均冷却速度で冷却するときの第2冷却停止温度は、50〜350℃である。第2冷却停止温度が50℃未満では本発明の残留オーステナイトが得られない。一方、第2冷却停止温度が350℃を超えるとベイナイト変態の促進が不十分となって本発明の鋼組織が得られない。したがって、第2冷却停止温度は50〜350℃、好ましくは80〜320℃である。
第2冷却停止温度まで冷却した鋼板を、第2冷却停止温度超、かつ300〜500℃の再加熱温度で加熱する。再加熱温度が300℃未満ではベイナイト変態が抑制されて2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒が増加して本発明の鋼組織が得られない。一方、500℃を超えるとパーライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、再加熱温度は300〜500℃、好ましくは325〜475℃である。
第2冷却停止温度まで冷却した鋼板を、上記再加熱温度で1〜600s滞留させる。滞留時間が1s未満ではベイナイト変態が不足して、マルテンサイトや2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒が増加して本発明の鋼組織が得られない。一方、600sを超えると、パーライトが生成して、本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、再加熱温度での滞留時間は1〜600s、好ましくは1〜300s、より好ましくは1〜120s、さらに好ましくは1〜60sである。
スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延するには、スラブを一旦室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよいし、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行ってもよい。また、わずかな保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。
各鋼板のサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3体積%ナイタールで腐食し、鋼板表面から板厚方向に300〜400μmの範囲内の位置をSEM(走査型電子顕微鏡)で1500倍の倍率でそれぞれ3視野撮影した。なお、鋼板表面とは、溶融亜鉛めっき層と鋼板の界面を示す。得られた画像データを用いて、Media Cybernetics社製のImage−Proにより各組織の面積率を求め、視野の各組織の平均面積率を、各組織の面積率とした。前記画像データにおいて、マルテンサイトは白色若しくは明灰色または方位の揃っていない炭化物を含む灰色、炭化物を含むベイナイトは方位の揃った炭化物を含む灰色または暗灰色、焼戻しマルテンサイトは方位の揃っていない炭化物を含む灰色または暗灰色、パーライトは黒色と白色の層状組織、フェライトは黒色、炭化物を含まないベイナイトは暗灰色として区別される。
上記EBSDに基づいて残留オーステナイトの面積率を求める方法において、Grain Dilation処理と、Neighbor CI Correlation処理を行った後のデータから、15゜以上の方位差を持つ複数のオーステナイトが連結した粒の面積率を求めた。そして、全オーステナイトの面積率に対する、当該15゜以上の方位差を持つ複数のオーステナイトが連結した粒の面積率の割合(%)を求めた。この割合(%)を、全残留オーステナイト粒のうち、2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒の割合とした。
作製した溶融亜鉛めっき鋼板から圧延方向に対して直角方向にJIS5号引張試験片(JIS Z2201)を採取し、歪速度が10−3/sとするJIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を行い、YSおよび均一伸び(UEL)を求めた。本発明では、YSが850MPa以上かつ均一伸びが9.0%以上を合格とした。
作製した溶融亜鉛めっき鋼板から100mm×100mmの試験片を採取し、JFST 1001(日本鉄鋼連盟規格、2008年)に準拠して60゜円錐ポンチを用いて穴拡げ試験を3回行って平均の穴拡げ率λ(%)を求め、伸びフランジ性を評価した。本発明では、YS×均一伸び(UEL)×穴拡げ率λが270GPa・%・%以上を加工性が優れるとして合格とした。
Claims (4)
- 鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板が、質量%で、
C:0.12〜0.35%、
Si:0.5〜3.0%、
Mn:1.5〜4.0%、
P:0.100%以下(0%は含まない)、
S:0.02%以下(0%は含まない)、および
Al:0.01〜1.50%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板表面から300〜400μmの範囲内の鋼板組織に対して、マルテンサイトの面積率が30%以下、パーライトの面積率が1%以下、焼戻しマルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計面積率が30%以上99%以下、残留オーステナイトの面積率が1〜20%、かつフェライトと炭化物を含まないベイナイトの合計面積率が45%以下であり、
前記鋼板表面から300〜400μmの範囲内の全残留オーステナイト粒のうち、2つ以上の結晶方位を有する残留オーステナイト粒の割合が、面積率で40%以下である、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記鋼板が、前記成分組成に加えてさらに、質量%で、
Cr:0.005〜2.0%、
Ni:0.005〜2.0%、
Cu:0.005〜2.0%、
V:0.1〜1.5%、
Mo:0.1〜1.5%、
Ti:0.005〜0.10%、
Nb:0.005〜0.10%、
B:0.0001〜0.0050%、
Ca:0.0003〜0.0050%、
REM:0.0003〜0.0050%、
Sn:0.005〜0.50%、および
Sb:0.005〜0.50%のうちから選ばれる少なくとも一種の元素を含有する、請求項1に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項1または請求項2に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1または請求項2に記載の成分組成を有するスラブに、熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取る熱延工程を施し、
前記熱延工程で得られた熱延板、または前記熱延板にさらに圧下率30%以上で冷間圧延した冷延板を、(Ac1−5℃)〜(Ac1+10℃)の温度域で15s以上滞留させ、かつ当該滞留の間に0超〜10MPaの張力を付加し、
次いで、750〜940℃の焼鈍温度まで加熱して10〜600s滞留させ、
次いで、前記焼鈍温度から550℃までの間を第1平均冷却速度3℃/s以上、かつ第1冷却停止温度(Ms〜550℃)で冷却し、
次いで、(Ms〜580℃)のめっき処理温度で10〜300s滞留させ、当該滞留の間に、亜鉛めっき処理、または前記亜鉛めっき処理後にめっき合金化処理を行い、
次いで、前記めっき処理温度から350℃までの間を第2平均冷却速度50℃/s以上、かつ第2冷却停止温度50〜350℃で冷却し、
次いで、前記第2冷却停止温度超、かつ300〜500℃の再加熱温度まで加熱して1〜600s滞留させた後、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。
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