WO2017033901A1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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正春 岡
啓達 小嶋
岡田　哲也
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    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
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Definitions

  • the present invention relates to an alloyed hot-dip galvanized steel sheet and a method for producing the same, and more particularly to a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 440 MPa or more and a method for producing the same.
  • panel parts are required to have high press formability (deep drawability). Therefore, conventionally, a soft steel plate having high workability has been used for the panel component. However, the above-described increase in strength is also required for panel parts.
  • Patent Documents 1 to 3 propose cold-rolled steel sheets having high strength and excellent deep drawability.
  • R L in the above formula is an r value in a direction parallel to the rolling direction in the cold-rolled steel sheet.
  • r 45 is an r value in the 45 ° direction with respect to the rolling direction.
  • r C is an r value in a direction perpendicular to the rolling direction. The r value is called the Rankford value and indicates the plastic anisotropy of the steel sheet.
  • ⁇ r (r L + r C ) / 2 ⁇ r 45
  • r 45 is required to be high at the four corners of the part where the door fits, and r L is required to be high at the hinge mounting part of the door. If the in-plane anisotropy ⁇ r value is small, these requirements can be satisfied.
  • Patent Document 4 the average r value r m and high strength cold rolled steel sheet for deep drawing having excellent in-plane anisotropy ⁇ r value is proposed.
  • an alloyed hot-dip galvanized steel sheet may be used as a cold-rolled steel sheet for automobile steel sheets.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is manufactured by performing an alloying treatment after the hot-dip galvanizing treatment.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is usually produced by an in-line annealing method represented by the Sendzimer method.
  • an annealing facility and a hot dip galvanizing facility are continuously arranged. Therefore, the hot dip galvanizing process is continuously performed after annealing.
  • the plated layer of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is made of an intermetallic compound having poor deformability and restrains deformation of the base steel sheet. Therefore, the average r value of the galvannealed steel sheet is lower than the average r value of the steel sheet having no plating layer.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet with high deep drawability has a high Si content in order to obtain high strength.
  • Si content is high, Si is concentrated on the surface of the steel sheet, and Si oxide (SiO 2 ) is generated. Si oxide tends to generate non-plating during the hot dip galvanizing process.
  • Patent Documents 5 to 7 propose a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet that is less likely to be unplated even if the Si content is high.
  • Ni pre-plating is performed on a cold-rolled steel sheet that has been previously annealed.
  • the steel plate after Ni pre-plating is rapidly heated to 430 to 500 ° C. and subjected to hot dip galvanizing.
  • the alloying treatment is performed by heating to 470 to 550 ° C.
  • an alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be produced while maintaining the workability of the cold-rolled steel sheet as the original sheet. Furthermore, by performing Ni pre-plating, non-plating hardly occurs even if the Si content is high.
  • slab crack resistance Resistance to slab cracking is referred to as “slab crack resistance”.
  • brittle fracture may occur along the drawing direction when a new tension or impact force acts on the end of the molded product after deep drawing. Such a phenomenon is called “secondary work brittleness”.
  • the resistance against secondary work brittleness is referred to as “secondary work brittleness resistance”.
  • the above-mentioned slab crack resistance and secondary work brittleness resistance may be low.
  • Japanese Patent Publication No.8-30217 Japanese Examined Patent Publication No. 8-26412 JP 2001-131695
  • a Japanese Patent No. 4094498 Japanese Patent No. 2526320 Japanese Patent No. 2526322
  • An object of the present invention is to provide a high-strength galvannealed steel sheet having high strength and excellent deep drawability, and excellent in slab cracking resistance and secondary work brittleness, and a method for producing the same. That is.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention includes a base steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the base steel sheet is, in mass%, C: 0.0080% or less, Si: 0.7% or less, Mn: 1.0 to 2.5%, P: more than 0.030 to 0.048%, S: 0.025% or less, Al: 0.005 to 0.20%, N: 0.010% or less, Ti: 0.005 to 0.040%, Nb: 0.005 to 0.060%, and B : 0.0005 to 0.0030%, with the balance being Fe and impurities and having a chemical composition satisfying the formulas (1) to (4).
  • the alloyed hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the base steel plate and contains 7 to 15% by mass of Fe.
  • the average r value of the galvannealed steel sheet is 1.2 or more, the in-plane anisotropy ⁇ r value is ⁇ 0.5 to 0.5, and the tensile strength is 440 MPa or more. 25 ⁇ P + 4 ⁇ Si ⁇ 3.6 (1)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula.
  • X1 in Formula (2) is defined as follows.
  • the method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention comprises hot rolling a slab having the above chemical composition at a finish rolling temperature of 800 to 950 ° C. to produce a hot rolled steel sheet, and winding at 600 to 760 ° C.
  • a step of winding a hot-rolled steel sheet at a take-off temperature, a step of cold-rolling the hot-rolled steel sheet to produce a cold-rolled steel sheet, and an annealing treatment for the cold-rolled steel sheet A process for producing, a step for performing hot dip galvanizing on a base steel plate, and an alloy for holding a base steel plate subjected to hot dip galvanizing treatment for 10 to 40 seconds at an alloying temperature of 470 to 620 ° C. And a step of performing the crystallization process.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has high strength and excellent deep drawability, and is also excellent in slab crack resistance and secondary work brittleness resistance.
  • the production method according to the present invention can produce the above alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • FIG. 2 shows the ductile brittle fracture surface transition temperature vTrs (° C.) obtained in the slab crack resistance evaluation test in the examples, and the P content (mass%) in the base steel sheet of the galvannealed steel sheet. It is a figure which shows the relationship.
  • the inventors of the present invention have excellent slab cracking resistance and secondary processing resistance in an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having high strength and excellent deep drawability (high average r value and low in-plane anisotropy ⁇ r value).
  • the method for obtaining brittleness was investigated and examined. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • F1 25 ⁇ P + 4 ⁇ Si.
  • F1 is an index of secondary work embrittlement resistance.
  • FIG. 1 is a diagram showing a relationship between F1 and a brittle crack length (mm) created based on a secondary work brittleness resistance evaluation test described later.
  • F2 is an indicator of the amount of dissolved B
  • F3 is an indicator of the amount of dissolved C. If F2 is 0.0005 or more, a solid solution B amount contributing to grain boundary strengthening is sufficiently present in the steel. Further, if F3 is ⁇ 0.0035 or more, a sufficient amount of solute C contributing to the grain boundary strength exists in the steel. Therefore, if the base steel sheet of the galvannealed steel sheet satisfying the formula (1) further satisfies the expressions (2) and (3), the grain boundary strength is increased, and the slab crack resistance and the secondary work brittleness resistance are increased. Will increase.
  • F4 110 ⁇ Si + 48 ⁇ Mn + 550 ⁇ P.
  • F4 is an index of the tensile strength of the steel sheet. If F4 is 120 or more, the tensile strength of the galvannealed steel sheet satisfying the formulas (1) to (3) is 440 MPa or more.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the ductile brittle fracture surface transition temperature vTrs (° C.) and the P content (mass%) in the galvannealed steel sheet obtained in the slab crack resistance evaluation test described later. It is.
  • the ductile brittle fracture surface transition temperature vTrs decreases remarkably to ⁇ 20 ° C. or lower as the P content decreases.
  • the finishing temperature FT (° C.) is set to 800 to 950 ° C.
  • the winding temperature CT (° C.) is set to 600. If the temperature is ⁇ 760 ° C., excellent deep drawability can be obtained. That is, the average r value is 1.2 or more, and the in-plane anisotropy ⁇ r value is ⁇ 0.5 to 0.5.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention completed based on the above knowledge includes a base steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the base steel sheet is, by mass, C: 0.0080% or less, Si: 0.7% or less, Mn: 1.0 to 2.5%, P: more than 0.030% to 0.048%, S : 0.025% or less, Al: 0.005 to 0.20%, N: 0.010% or less, Ti: 0.005 to 0.040%, Nb: 0.005 to 0.060%, and B: 0.0005 to 0.0030% is contained, the balance is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formulas (1) to (4).
  • the alloyed hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the base steel plate and contains 7 to 15% by mass of Fe.
  • the average r value of the galvannealed steel sheet is 1.2 or more, the in-plane anisotropy ⁇ r value is ⁇ 0.5 to 0.5, and the tensile strength is 440 MPa or more. 25 ⁇ P + 4 ⁇ Si ⁇ 3.6 (1)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula.
  • X1 in Formula (2) is defined as follows.
  • the chemical composition may contain C: less than 0.0040%, Ti: 0.005 to 0.035%, and Nb: 0.005 to 0.035%.
  • the chemical composition may contain C: 0.0040 to 0.0080%, Ti: 0.005 to 0.040%, and Nb: 0.005 to 0.060%.
  • the value of the formula (3) is preferably ⁇ 0.0002 or more.
  • the method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention comprises hot rolling a slab having the above chemical composition at a finish rolling temperature of 800 to 950 ° C. to produce a hot rolled steel sheet, and winding at 600 to 760 ° C.
  • a step of winding a hot-rolled steel sheet at a take-off temperature, a step of cold-rolling the hot-rolled steel sheet to produce a cold-rolled steel sheet, and an annealing treatment for the cold-rolled steel sheet The manufacturing process, the hot dip galvanizing process on the base steel sheet, and the hot dip galvanized base steel sheet are held at an alloying temperature of 470 to 620 ° C. for 10 to 40 seconds. And a step of performing an alloying process.
  • the base steel sheet (steel strip) is put into a hot dip galvanizing bath in a protective atmosphere. It may be introduced.
  • the cold-rolled steel sheet that is, the base steel sheet
  • pre-treatment such as Ni pre-plating is performed as necessary.
  • the base steel plate may be introduced into a hot dip galvanizing bath.
  • the base steel plate is manufactured by performing out-of-line annealing, and the Ni pre-plating treatment is performed on the base steel plate manufactured by out-of-line annealing. To do.
  • the hot dip galvanizing process can be performed while suppressing the occurrence of non-plating.
  • it performs Ni pre-plating process with respect to the base material steel plate whose Si content is less than 0.25% there is no bad influence.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention includes a base steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the alloyed hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the base steel plate.
  • the chemical composition of the base steel sheet contains the following elements.
  • C 0.0080% or less Carbon (C) is inevitably contained. C increases the strength of the steel. Further, C segregates at the grain boundary as solute C, and suppresses secondary work embrittlement and slab cracking resistance of the steel. However, if the C content is too high, the deep drawability of the steel decreases. Specifically, TiC and NbC are excessively generated, increasing the in-plane anisotropy ⁇ r value. TiC and NbC further suppress grain growth during annealing and lower the average r value. Therefore, the C content is 0.0080% or less.
  • the preferable lower limit of the C content for further increasing the high strength and the secondary work brittleness resistance is 0.0008%, and more preferably 0.0021%. Furthermore, the upper limit with preferable C content for obtaining the outstanding deep drawability is 0.0070%, More preferably, it is 0.0050%.
  • the preferable C content is 0.0040 to 0.0080%.
  • the preferable C content is less than 0.0040%.
  • Si 0.7% or less Silicon (Si) is unavoidably contained. Si increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. However, if the Si content is too high, the secondary work brittleness resistance is lowered, and non-plating is likely to occur in the hot dip galvanizing step (in the case of in-line annealing). If the Si content is too high, the scale peelability after hot working is further lowered, and the flash butt weldability is also lowered. Therefore, the Si content is 0.7% or less. When the Si content exceeds 0.7%, non-plating may occur even when Ni pre-plating is performed.
  • the minimum with preferable Si content is 0.1%, More preferably, it is 0.2%, More preferably, it is 0.3%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.6%, More preferably, it is 0.5%.
  • Mn 1.0 to 2.5%
  • Mn increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. Mn further lowers the Ar3 transformation point. If the Ar3 transformation point is lowered, the finishing temperature (FT) in hot rolling can be lowered, so that the ferrite grains of the hot-rolled steel sheet can be refined. If the Mn content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the toughness of the steel sheet decreases. Therefore, the Mn content is 1.0 to 2.5%.
  • the minimum with preferable Mn content is 1.2%, More preferably, it is 1.4%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 2.3%, More preferably, it is 2.1%.
  • P Over 0.030 to 0.048% Phosphorus (P) increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. If the P content is too low, it will be difficult to ensure a tensile strength of 440 MPa in the chemical composition of the present invention. On the other hand, if the P content is too high, P segregates at the grain boundaries and the grain boundary strength decreases. In this case, the slab cracking resistance and the secondary work brittleness resistance are lowered, and particularly the slab cracking resistance is lowered as shown in FIG. Therefore, the P content is more than 0.030% to 0.048%. The minimum with preferable P content is 0.033%, More preferably, it is 0.035%. The upper limit with preferable P content is 0.047%, More preferably, it is 0.045%.
  • S 0.025% or less Sulfur (S) is unavoidably contained. S decreases the hot workability and toughness of the steel. Accordingly, the S content is 0.025% or less.
  • the upper limit with preferable S content is 0.010%, More preferably, it is 0.005%.
  • the S content is preferably as low as possible. However, when considering the cost required for desulfurization, the preferred lower limit of the S content is 0.0005%.
  • Al 0.005 to 0.20%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. Further, Al forms AlN and suppresses coarsening of crystal grains. Al is also the same ferrite stabilizing element as Si and can be included as an alternative to Si. If the Al content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, the toughness of the steel decreases. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.20%.
  • the minimum with preferable Al content is 0.01%, More preferably, it is 0.02%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.10%, More preferably, it is 0.06%.
  • N 0.010% or less Nitrogen (N) is inevitably contained. N forms nitrides (AlN) and suppresses coarsening of crystal grains. However, if the N content is too high, the toughness of the steel decreases. Therefore, the N content is 0.010% or less.
  • the upper limit with preferable N content is 0.007%, More preferably, it is 0.005%. N forms a carbonitride of Al or Ti and suppresses coarsening of crystal grains. Therefore, the preferable lower limit of the N content is 0.001%.
  • Ti 0.005 to 0.040%, Titanium (Ti) forms fine Ti carbonitrides and suppresses coarsening of crystal grains. Ti further forms TiN to reduce solute N and suppress BN precipitation. Thereby, the slab cracking resistance and the secondary work brittleness resistance due to the solid solution B are increased. If the Ti content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content is too high, the Ti carbonitride becomes coarse and the toughness of the steel decreases. Furthermore, TiP is generated and the average r value is lowered. Therefore, the Ti content is 0.005 to 0.040%. The minimum with preferable Ti content is 0.010%, More preferably, it is 0.015%. The upper limit with preferable Ti content is 0.035%, More preferably, it is 0.030%.
  • the preferable range of the Ti content is 0.005 to 0.035%.
  • the preferable range of the Ti content is 0.005 to 0.040%.
  • Niobium (Nb) forms fine Nb carbonitride and suppresses coarsening of crystal grains. If the Nb content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Nb content is too high, the slab cracking resistance and the secondary work brittleness resistance are reduced by NbC precipitated at the grain boundaries. Therefore, the Nb content is 0.005 to 0.060%.
  • the minimum with preferable Nb content is 0.010%, More preferably, it is 0.015%.
  • the upper limit with preferable Nb content is 0.040%, More preferably, it is 0.035%.
  • the preferable range of the Nb content is 0.005 to 0.035%.
  • the preferable range of the Nb content is 0.005 to 0.060%.
  • B Boron (B) dissolves and segregates at the grain boundaries, and suppresses the segregation of P and S at the grain boundaries. Thereby, the slab crack resistance and the secondary work brittleness resistance are increased. If the B content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the B content is too high, coarse nitrides (BN) are generated at the grain boundaries, and the slab crack resistance and secondary work brittleness resistance of the steel are reduced. Coarse BN precipitated at the grain boundaries further reduces the hot workability and toughness of the steel. Therefore, the B content is 0.0005 to 0.0030%. The minimum with preferable B content is 0.0010%, More preferably, it is 0.0015%. The upper limit with preferable B content is 0.0025%, More preferably, it is 0.0020%.
  • the balance of the chemical composition of the base steel sheet of the galvannealed steel sheet of the present invention is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are those which are mixed from ore as a raw material, scrap, or production environment when industrially manufacturing the base material steel plate, and do not adversely affect the base material steel plate. Means what is allowed.
  • F1 25 ⁇ P + 4 ⁇ Si.
  • F1 is an index of secondary work embrittlement resistance. As shown in FIG. 1, when F1 exceeds 3.6, the brittle crack length is remarkably increased, and the secondary work brittleness resistance is lowered. If F1 is 3.6 or less, the occurrence of brittle cracks is sufficiently suppressed and the secondary work brittleness resistance is increased.
  • F2 BX1.
  • F2 is an index of the amount of solute B, and is an index of slab crack resistance and secondary work embrittlement resistance.
  • X1 is larger than 0, it means that N is not sufficiently fixed by Ti in theory, and N that can be bonded to B exists.
  • X1 is 0 or less, theoretically, N is sufficiently fixed by Ti, meaning that there is no N that can be bonded to B.
  • F3 C ⁇ (12/93) ⁇ Nb ⁇ X2.
  • F3 is an index of the amount of solute C, and is an index of slab crack resistance and secondary work embrittlement resistance.
  • X2 is larger than 0, theoretically, it means that there is more Ti than the amount bonded to N, and it means that there is Ti that can bond with C.
  • X2 is 0 or less, theoretically, all Ti bonds to N, meaning that there is no Ti that can bond to C.
  • F3 When F3 is lower than -0.0035, the amount of solid solution C is insufficient, and the grain boundary strength is not sufficiently increased. In this case, slab cracking resistance and secondary work brittleness resistance are reduced. When F3 is ⁇ 0.0035 or more, there is a sufficient amount of solid solution C for increasing the grain boundary strength. Therefore, the slab cracking resistance and the secondary work brittleness resistance are increased.
  • a preferable lower limit of F3 is ⁇ 0.0015, and more preferably 0.0002.
  • F3 is 0.0025 or less, more preferably 0.0018 or less. In this case, deep drawability is further enhanced.
  • the preferred lower limit of F3 is -0.0002.
  • F4 110 ⁇ Si + 48 ⁇ Mn + 550 ⁇ P.
  • F4 is an index of the tensile strength of the steel sheet when the C content, Ti content, and Nb content are within the above-described ranges. When F4 is less than 120, the tensile strength of the steel sheet is less than 440 MPa, and high strength cannot be obtained. If F4 is 120 or more, the tensile strength of a steel sheet having a chemical composition satisfying the above formulas (1) to (3) is 440 MPa or more when the element is in the above range. Preferably, F4 is 130 or more.
  • the alloyed hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the base steel plate.
  • the alloyed hot-dip galvanized layer contains 7 to 15% by mass of Fe.
  • the Fe content is less than 7%, spot weldability is lowered.
  • the Fe content exceeds 15%, the adhesiveness of the alloyed hot-dip galvanized layer decreases.
  • the Fe content is 7 to 15%, the spot weldability and adhesion are excellent. If an alloying treatment under the conditions described later is performed, the Fe content in the alloyed hot-dip galvanized layer falls within the above range.
  • the preferable lower limit of the Fe content of the alloyed hot-dip galvanized layer is 8%, and the preferable upper limit is 12%.
  • the chemical composition of the alloyed hot-dip galvanized layer contains the above-mentioned Fe and Al, with the balance being Zn and impurities.
  • Al is contained in the hot dip galvanizing bath described above.
  • the chemical composition of an alloying hot dip galvanization layer may contain Ni.
  • the plating adhesion amount of the alloyed hot-dip galvanized layer is not particularly limited. From the viewpoint of corrosion resistance, the preferable plating adhesion amount of the alloyed hot-dip galvanized layer is 5 g / m 2 or more in terms of the single-side Zn adhesion amount. From the viewpoint of workability and adhesion of the alloyed hot-dip galvanized layer, the preferred upper limit of the Zn single-sided adhesion amount of the alloyed hot-dip galvanized layer is 100 g / m 2 .
  • the galvannealed steel sheet of the present invention is the average r value r m which is defined by the formula (A) is 1.2 or more.
  • r m (r L + 2 ⁇ r 45 + r C ) / 4 (A)
  • R L in the above formula (A) is an r value in a direction parallel to the rolling direction in the galvannealed steel sheet.
  • r 45 is an r value in the 45 ° direction with respect to the rolling direction.
  • r C is an r value in a direction perpendicular to the rolling direction. The r value is called the Rankford value and indicates the plastic anisotropy of the steel sheet.
  • the in-plane anisotropy ⁇ r value defined by the formula (B) is ⁇ 0.5 to 0.5.
  • ⁇ r (r L + r C ) / 2 ⁇ r 45 (B)
  • r 45 is high, the hinge attachment portion of the door, it r L is higher is required. If the in-plane anisotropy ⁇ r value is ⁇ 0.5 to 0.5, these requirements can be satisfied, and excellent deep drawability can be obtained.
  • an upper plating layer may be formed on the above-mentioned alloyed hot-dip galvanized layer from the viewpoints of paintability and weldability.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention may be subjected to chromate treatment, phosphate treatment, and other various chemical conversion treatments from the viewpoint of improving paintability, corrosion resistance, lubricity, weldability, and the like. Good.
  • This manufacturing method includes a hot rolling process, a cold rolling process, an annealing process, a hot dip galvanizing process, and an alloying process.
  • a hot rolling process includes a hot rolling process, a cold rolling process, an annealing process, a hot dip galvanizing process, and an alloying process.
  • molten steel having the above-described chemical composition (satisfying the formulas (1) to (4)) is manufactured by a well-known method.
  • the produced molten steel is cast by a known method to produce a slab.
  • the cooling method at the time of casting is, for example, well-known slow cooling or air cooling.
  • Hot rolling is performed on the manufactured slab by hot rolling.
  • the manufactured hot rolled steel sheet is wound into a coil.
  • the finishing temperature FT and the winding temperature CT in the hot rolling process are as follows.
  • Finishing temperature FT 800-950 ° C
  • finish rolling mill includes a plurality of stands arranged in a row. Each stand includes a pair of rolling rolls.
  • the finishing temperature FT (° C.).
  • the finishing temperature FT is 800 to 950 ° C.
  • finishing temperature FT When the finishing temperature FT is less than 800 ° C., two-phase rolling of austenite and ferrite is performed, and when the finishing temperature FT exceeds 950 ° C., the crystal grains of the hot-rolled steel sheet become coarse. In these cases, the average r value r m is low, the in-plane anisotropy ⁇ r is increased. When the finishing temperature FT is 800 to 950 ° C., the ferrite grains of the hot rolled steel sheet become fine. As a result, the condition that satisfies the other conditions (chemical composition and manufacturing conditions), the average r value r m becomes 1.2 or more, the in-plane anisotropy ⁇ r value is -0.5 to 0.5 Become.
  • the slab heating temperature during hot rolling is preferably as low as possible on condition that the finishing temperature FT is satisfied.
  • a low heating temperature of the slab it is possible to increase the average r value r m.
  • Winding temperature CT 600-760 ° C
  • the hot rolled steel sheet after finish rolling is wound into a coil.
  • the surface temperature of the hot rolled steel sheet at the start of winding is defined as the winding temperature CT (° C.).
  • the winding temperature CT is 600 to 760 ° C.
  • the precipitation amount of Ti carbonitride and Nb carbonitride is not an appropriate amount. In this case, too low amount of solute C, or resistance to secondary work embrittlement is lowered, crystal grains do not become fine, the average r value r m may become lower.
  • the precipitation amount of Ti carbonitride and Nb carbonitride is appropriate, and the amount of solid solution C contributing to the grain boundary strength is also appropriate. As a result, it increased resistance to secondary work embrittlement, the greater the average r value r m.
  • Cold rolling is performed on the manufactured hot-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction in the cold rolling process is not necessarily limited.
  • the rolling reduction in the cold rolling process is 75 to 83%.
  • the average r value r m is further increased, and in-plane anisotropy ⁇ r value is further lowered.
  • the rolling reduction need not be limited to the above range. It is sufficient to perform cold rolling using known conditions.
  • An annealing process is implemented with respect to the manufactured cold-rolled steel plate, and a base material steel plate is manufactured.
  • the annealing temperature is not less than the recrystallization temperature, and is preferably not more than the Ac1 transformation temperature. If the annealing temperature is equal to or higher than the recrystallization temperature, recrystallization is promoted, the deep drawing workability of the base steel sheet is increased, and the secondary work brittleness resistance is increased.
  • the annealing temperature is not particularly limited as long as it is in the above range, but it is, for example, 750 to 850 ° C.
  • a preferable lower limit of the annealing temperature is 800 ° C.
  • the average r value r m is further increased.
  • the upper limit with preferable annealing temperature is 830 degreeC.
  • Plate drawing refers to a phenomenon in which a steel strip buckles and wrinkles and cracks occur during the passage through a continuous annealing furnace.
  • Ni pre-plating process When the Si content of the base steel plate is 0.25% or more, the base steel plate is subjected to out-of-line annealing using the annealing equipment arranged outside the hot dip galvanizing line, and then to the base steel plate It is preferable to perform the hot dip galvanizing treatment after the Ni pre plating treatment is performed and the base steel plate after the Ni pre plating treatment is heated.
  • the method of Ni pre-plating process is not necessarily limited.
  • the Ni pre-plating process may be an electroplating process or an immersion plating process, but it is preferable to use an electroplating process from the viewpoint of easy control of the amount of adhesion.
  • a Ni plating layer is formed on the base steel plate by the Ni pre-plating process.
  • a preferable plating adhesion amount of the Ni plating layer is 0.2 to 2 g / m 2 .
  • an amount corresponding to 30 to 65% of Ni deposited on the surface of the base steel sheet by the Ni pre-plating treatment is included in the plated layer after the alloying treatment.
  • a plating bath for Ni electroplating for example, a watt bath can be used, but it is not necessarily limited thereto.
  • the Ni pre-plating process does not have to be performed.
  • a hot dip galvanizing process and an alloying process are performed after the annealing process.
  • the hot dip galvanizing process may be carried out under known conditions.
  • the Ni pre-plated base steel plate is heated in a protective atmosphere, for example, at a heating rate of 20 ° C./second or more, preferably 430 to 480 ° C.
  • the heated base steel sheet is immersed in a hot dip galvanizing bath to adhere a hot dip galvanized layer to the base steel sheet surface.
  • the base steel plate with the hot dip galvanized layer attached is pulled up from the hot dip galvanizing bath.
  • the amount of plating adhesion can be adjusted by adjusting the pulling speed of the base steel plate and the flow rate of the wiping gas by a known method. There is no essential difference between the in-line annealing and the out-of-line annealing regarding the adhesion amount control.
  • the Al concentration in the hot dip galvanizing bath is not particularly limited, but is preferably 0.05 to 0.25%. Alloying is suppressed when the Al concentration is high, and alloying is promoted when the Al concentration is low.
  • the penetration temperature of the steel sheet into the molten zinc bath is preferably 450 to 475 ° C. If the penetration temperature is low, non-plating may occur. If the infiltration temperature is too high, the amount of dross generated increases.
  • the base steel plate on which the hot-dip galvanized layer is formed is heated to an alloying treatment temperature of 470 to 620 ° C. After the heating, the alloying treatment is carried out by maintaining the treatment temperature for 10 to 40 seconds.
  • the heating rate is, for example, 20 ° C./second or more.
  • alloying treatment temperature is less than 470 ° C., alloying tends to be insufficient, and the Fe content in the alloyed hot-dip galvanized layer tends to be less than 7%.
  • the alloying treatment temperature exceeds 620 ° C., the alloying tends to proceed excessively, and the possibility that the adhesiveness of the alloyed hot-dip galvanized layer is lowered increases.
  • the holding time at the alloying treatment temperature is less than 10 seconds, alloying tends to be insufficient. If holding time exceeds 40 second, alloying will advance excessively and the possibility that the adhesiveness of a galvannealed layer may fall will become large.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be manufactured by the above process.
  • the pickling treatment step may be performed before the Ni pre-plating treatment step.
  • the oxide film formed on the surface of the base steel sheet by annealing can be removed.
  • the shape correction and the yield point You may implement the temper rolling process aiming at the loss
  • the preferred elongation is 0.1 to 2%. If the elongation is 0.1% or more, the shape correction and the disappearance of the yield point elongation can be sufficiently obtained. When the elongation is 2% or less, excellent elongation (total elongation) can be maintained in the galvannealed steel sheet.
  • the temper rolling step may be performed after the alloying treatment.
  • the preferable elongation in the temper rolling process is 0.1 to 2%.
  • a molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was manufactured, and the molten steel was cast to manufacture a slab.
  • Hot rolled steel sheets were manufactured at the finishing temperature FT (° C.) and the coiling temperature CT (° C.) shown in Table 2 for the slabs of each steel number.
  • the hot rolled steel sheet was cold rolled at a rolling rate of 80% to produce a cold rolled steel sheet.
  • An annealing process was performed on the cold-rolled steel sheet at an annealing temperature (° C.) shown in Table 2 to produce a base steel sheet.
  • pickling treatment was performed, then Ni pre-plating treatment was performed, and the plating adhesion amount was 0.5 g / m 2 Ni.
  • a plating layer was formed on the surface of the base steel plate.
  • Hot-dip galvanizing treatment for the base steel plate after the Ni pre-plating treatment (Zn deposition amount per side set to 45 g / m 2 , Al concentration in the Zn bath is 0.14 to 0.17%, bath temperature 455-460 ° C.). Specifically, after heating the base steel plate to 460 ° C. at a heating rate of 20 ° C./second, the base steel plate was immersed in a galvanizing bath to perform hot dip galvanizing treatment.
  • test numbers 49 and 50 were subjected to hot dip galvanizing treatment under the same conditions as described above in hot dip galvanizing equipment capable of in-line annealing without performing Ni pre-plating treatment.
  • the base steel sheet after the hot dip galvanizing process was subjected to the alloying process at the alloying process temperature (° C.) and the holding time (seconds) shown in Table 2.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a thickness of 0.7 mm was manufactured by subjecting the steel sheet after the alloying treatment to temper rolling with an elongation of 1.0%.
  • Non-plating evaluation test Whether or not non-plating occurred on the surface of the galvannealed steel sheet of each test number was visually determined.
  • plating adhesion evaluation test A 25 mm cup squeezing test was carried out on the alloyed hot-dip galvanized steel sheets of each test number. After the test, the degree of blackening by a tape test was measured. The lower the degree of blackening, the higher the plating adhesion. In this example, when the degree of blackening was less than 30%, it was determined that the plating adhesion was excellent (indicated as “E” (Excellent) in Table 3). When the degree of blackening was 30% or more, the plating adhesion was judged to be low (indicated as “NA” (Not Accepted) in Table 3).
  • the chemical compositions of test numbers 1, 3, 5, 6, 8, 9, 27, 28, 31, 32, 49 to 53 were appropriate, and the manufacturing conditions were also appropriate. Therefore, the galvannealed steel sheets of these test numbers, the tensile strength TS of not less than 440 MPa, the average r value r m is 1.2 or more, the planar anisotropy [Delta] r -0.5 ⁇ 0 Within the range of .5. Further, the Fe content in the alloyed hot-dip galvanized layer was in the range of 7 to 15%. That is, an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having high strength and excellent deep drawability was obtained.
  • the ductile brittle fracture surface transition temperature vTrs (° C.) was ⁇ 20 ° C. or less, and excellent slab crack resistance was obtained. Furthermore, in the secondary work brittleness resistance evaluation test, no brittle cracks were confirmed, and excellent secondary work brittleness resistance was obtained.
  • the total elongation was 30% or more. In addition, no plating occurred in any case. Furthermore, in the plating adhesion test, the blackening degree was less than 30% in any of the test numbers, and the plating adhesion was excellent.
  • test number 12 the B content was too low. Therefore, in the slab crack resistance evaluation test, the ductile brittle fracture surface transition temperature vTrs (° C.) exceeded ⁇ 20 ° C., and the slab crack resistance was low. Furthermore, in the secondary work brittleness resistance evaluation test, brittle cracks occurred and the secondary work brittleness resistance was low.
  • the P content was too low. Therefore, the tensile strength TS was less than 440 MPa.
  • test numbers 16 and 38 F1 did not satisfy the formula (1). Therefore, in the secondary work brittleness resistance evaluation test, brittle cracks occurred and the secondary work brittleness resistance was low.
  • test number 33 the P content was too high. Furthermore, F1 did not satisfy the formula (1). Therefore, in the slab crack resistance evaluation test, the ductile brittle fracture surface transition temperature vTrs (° C.) exceeded ⁇ 20 ° C., and the slab crack resistance was low. Furthermore, in the secondary work brittleness resistance evaluation test, brittle cracks occurred and the secondary work brittleness resistance was low.
  • test number 35 the C content was too high. Therefore, the average r value was too low. Further, the ductile brittle fracture surface transition temperature vTrs (° C.) exceeded ⁇ 20 ° C., and the slab crack resistance was low.

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Abstract

高強度及び優れた深絞り性を有し、さらに、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性に優れた、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００８０％以下、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：１．０～２．５％、Ｐ：０．０３０超～０．０４８％、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．００５～０．２０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、及び、Ｂ：０．０００５～０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（４）を満たす化学組成を有する。合金化溶融亜鉛めっき層は、７～１５質量％のＦｅを含有する。　２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６　（１）　Ｂ－Ｘ１≧０．０００５　（２）　Ｃ－（１２／９３）×Ｎｂ－Ｘ２≧－０．００３５　（３）　１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０　（４）

Description

合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
　本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、４４０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
　最近、炭酸ガスの排出量の低減及び燃費低減のために、自動車の軽量化が求められている。さらに、自動車の衝突安全性の向上に対する要求が高まっている。鋼材の高強度化は、自動車の軽量化及び衝突安全性の向上に有効である。
　自動車部品のうち、パネル部品では、高いプレス成形性（深絞り性）も要求される。そのため、従来、パネル部品には、加工性の高い軟質鋼板が使用されてきた。しかしながら、パネル部品においても、上述の高強度化が求められている。
　特許文献１～３では、高強度を有し、かつ、深絞り性に優れた冷延鋼板を提案する。これらの文献に開示された冷延鋼板では、次式で定義される平均ｒ値ｒｍが高い。
　ｒｍ＝（ｒＬ＋２×ｒ４５＋ｒＣ）／４
　上記式中のｒＬは、冷延鋼板において、圧延方向に平行な方向のｒ値である。ｒ４５は、圧延方向に対して４５°方向のｒ値である。ｒＣは、圧延方向に垂直な方向のｒ値である。ｒ値はランクフォード値と呼ばれ、鋼板の塑性異方性を示す。
　上記パネル部品のうち、サイドフレームアウターのような形状を有する部品ではさらに、平均ｒ値ｒｍが高いだけでなく、次式で定義される面内異方性Δｒ値が小さいことも要求される。
　Δｒ＝（ｒＬ＋ｒＣ）／２－ｒ４５
　サイドフレームアウターのうち、ドアが収まる部位の四隅部分では、ｒ４５が高いことが要求され、ドアのヒンジ取付部分では、ｒＬが高いことが要求される。面内異方性Δｒ値が小さければ、これらの要求を満たすことができる。特許文献４では、平均ｒ値ｒｍ及び面内異方性Δｒ値に優れた深絞り用高強度冷延鋼板が提案されている。
　ところで、自動車鋼板用の冷延鋼板として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が利用される場合がある。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を実施することにより製造される。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は通常、ゼンジマー法に代表されるライン内焼鈍方式で製造される。ゼンジマー法に代表されるライン内焼鈍方式では、焼鈍設備と溶融亜鉛めっき設備とが連続して配置されている。そのため、焼鈍後、連続して溶融亜鉛めっき処理が実施される。なお、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層は、変形能に乏しい金属間化合物からなり、母材鋼板の変形を拘束する。そのため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の平均ｒ値は、めっき層を有さない鋼板の平均ｒ値よりも低い。
　高深絞り性の高強度冷延鋼板では、高強度を得るためにＳｉ含有量が高い。Ｓｉ含有量が高い場合、Ｓｉが鋼板表面に濃化し、Ｓｉ酸化物（ＳｉＯ２）が生成する。Ｓｉ酸化物は、溶融亜鉛めっき処理時において、不めっきを発生しやすい。
　特許文献５～７は、Ｓｉ含有量が高くても不めっきが生じにくい高強度冷延鋼板の製造方法を提案する。これらの文献では、予め焼鈍された冷延鋼板に対してＮｉプレめっきを実施する。Ｎｉプレめっき後の鋼板に対して、４３０～５００℃まで急速加熱して溶融亜鉛めっき処理を実施する。溶融亜鉛めっき処理後、４７０～５５０℃に加熱して合金化処理を実施する。この製造方法の場合、原板である冷延鋼板の加工性を維持しつつ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。さらに、Ｎｉプレめっきを実施することにより、Ｓｉ含有量が高くても不めっきが発生しにくい。
　ところで、鋳造後のスラブを室温まで冷却した場合、内部応力（熱応力及び変態応力等）によりスラブに割れが発生する場合がある。また、スラブを移動するためのスラブのハンドリング時、及び、スラブの積み上げ時に、外部応力がスラブに負荷されてスラブに割れが発生する場合がある。このような割れを「スラブ割れ」と称する。スラブ割れに対する耐性を、「耐スラブ割れ性」と称する。
　また、冷延鋼板において、深絞り加工後の成形品の端部に新たな張力又は衝撃力が作用する場合に、絞り方向に沿った脆性破壊が生じる場合がある。このような現象を「二次加工脆性」と称する。二次加工脆性に対する耐性を、「耐二次加工脆性」と称する。
　特許文献４～７に開示される製造方法により製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、上述の耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が低い場合がある。
特公平８－３０２１７号公報 特公平８－２６４１２号公報 特開２００１－１３１６９５号公報 特許第４０９４４９８号公報 特許第２５２６３２０号公報 特許第２５２６３２２号公報 特開２０１５－０６３７２９号公報
　本発明の目的は、高強度及び優れた深絞り性を有し、さらに、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性に優れた、高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することである。
　本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板と、合金化溶融亜鉛めっき層とを備える。母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００８０％以下、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：１．０～２．５％、Ｐ：０．０３０超～０．０４８％、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．００５～０．２０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、及び、Ｂ：０．０００５～０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（４）を満たす化学組成を有する。合金化溶融亜鉛めっき層は、母材鋼板の表面に形成されており、７～１５質量％のＦｅを含有する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の平均ｒ値は１．２以上であり、面内異方性Δｒ値は－０．５～０．５であり、引張強度は４４０ＭＰａ以上である。
　２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６　（１）
　Ｂ－Ｘ１≧０．０００５　（２）
　Ｃ－（１２／９３）×Ｎｂ－Ｘ２≧－０．００３５　（３）
　１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０　（４）
　ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　さらに、式（２）中のＸ１は次のとおり定義される。
　Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ＞０の場合、
　Ｘ１＝（１１／１４）〔Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ〕であり、
　Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ≦０の場合、
　Ｘ１＝０である。
　さらに、式（３）中のＸ２は次のとおり定義される。
　Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ＞０の場合、
　Ｘ２＝（１２/４８）〔Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ〕であり、
　Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ≦０の場合、
　Ｘ２＝０である。
　本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記化学組成を有するスラブを８００～９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造し、６００～７６０℃の巻取り温度で熱延鋼板を巻取る工程と、熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する工程と、冷延鋼板に対して焼鈍処理を実施して母材鋼板を製造する工程と、母材鋼板に対して溶融亜鉛めっきを実施する工程と、溶融亜鉛めっき処理された母材鋼板に対して、４７０～６２０℃の合金化処理温度で１０～４０秒保持する合金化処理を実施する工程とを備える。
　本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、高強度及び優れた深絞り性を有し、さらに、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性に優れる。本発明による製造方法は、上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。
図１は、後述の耐二次加工脆性評価試験と同じ方法で行った予備試験により得られた、Ｆ１＝２５×Ｐ＋４×Ｓｉと脆性亀裂長さ（ｍｍ）との関係を示す図である。 図２は、実施例中の耐スラブ割れ性評価試験で得られた、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）と、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板中のＰ含有量（質量％）との関係を示す図である。
　本発明者らは、高強度及び優れた深絞り性（高い平均ｒ値及び低い面内異方性Δｒ値）を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、優れた耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性を得るための方法について、調査及び検討した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
　（Ａ）４４０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しつつ、優れた耐二次加工脆性を得るためには、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板中のＰ及びＳｉの含有量を抑制する必要がある。
　Ｆ１＝２５×Ｐ＋４×Ｓｉと定義する。Ｆ１中の各元素記号には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。Ｆ１は、耐二次加工脆性の指標である。
　図１は、後述の耐二次加工脆性評価試験に基づいて作成された、Ｆ１と脆性亀裂長さ（ｍｍ）との関係を示す図である。図１は、次の方法で得られた。後述の耐二次加工脆性評価試験を実施した。試験材の化学組成はＦ１を除き本発明の範囲内であり、式（２）～式（４）も満たした。試験後の試験片の観察の結果、脆性亀裂が発生している場合、脆性亀裂長さを測定した。測定の結果、Ｆ１と脆性亀裂長さとの関係は次のとおりであった。Ｆ１＝１.８の試料の脆性亀裂長さは０であった。Ｆ１＝２.５の試料の脆性亀裂長さは０であった。Ｆ１＝３.１の試料の脆性亀裂長さは０であった。Ｆ１＝３.６の試料の脆性亀裂長さは０であった。Ｆ１＝３.８の試料の脆性亀裂長さは８５ｍｍであった。Ｆ１＝４.２の試料の脆性亀裂長さは１６８ｍｍであった。Ｆ１＝４.６の試料の脆性亀裂長さは２１０ｍｍであった。得られた脆性亀裂長さに基づいて、図１を作成した。
　図１を参照して、Ｆ１が３．６を超えると、Ｆ１の増加に伴い脆性亀裂長さが顕著に増大する。一方、Ｆ１が３．６以下であれば、脆性亀裂はほぼ発生しない。したがって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が式（１）を満たせば、４４０ＭＰａ以上の高強度を有しつつ、耐二次加工脆性を高めることができる。
　２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６　（１）
　（Ｂ）粒界強度を高めれば、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性を高めることができる。固溶Ｂ及び固溶Ｃの量が適切であれば、粒界強度が高まる。具体的には、式（２）及び式（３）を満たせば、適切な量の固溶Ｂ及び固溶Ｃを確保でき、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性を高めることができる。
　Ｂ－Ｘ１≧０．０００５　（２）
　Ｃ－（１２／９３）×Ｎｂ－Ｘ２≧－０．００３５　（３）
　ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　式（２）中のＸ１は次のとおり定義される。
　Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ＞０の場合、
　Ｘ１＝（１１／１４）〔Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ〕であり、
　Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ≦０の場合、
　Ｘ１＝０である。
　式（３）中のＸ２は次のとおり定義される。
　Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ＞０の場合、
　Ｘ２＝（１２/４８）〔Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ〕であり、
　Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ≦０の場合、
　Ｘ２＝０である。
　Ｆ２＝Ｂ－Ｘ１と定義する。Ｆ３＝Ｃ－（１２／９３）×Ｎｂ－Ｘ２と定義する。Ｆ２は固溶Ｂ量の指標であり、Ｆ３は固溶Ｃ量の指標である。Ｆ２が０．０００５以上であれば、粒界強化に寄与する固溶Ｂ量が鋼中に十分に存在する。また、Ｆ３が－０．００３５以上であれば、粒界強度に寄与する固溶Ｃ量が鋼中に十分に存在する。したがって、式（１）を満たす合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板がさらに、式（２）及び式（３）を満たせば、粒界強度が高まり、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が高まる。
　（Ｃ）上述の式（１）～式（３）を満たしつつ、引張強度を４４０ＭＰａ以上とするために、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は式（４）を満たす。
　１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０　（４）
　Ｆ４＝１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐと定義する。Ｆ４は、鋼板の引張強度の指標である。Ｆ４が１２０以上であれば、式（１）～式（３）を満たす合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度が４４０ＭＰａ以上となる。
　（Ｄ）本発明者らはさらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板中のＰ含有量を０．０４８％以下とすることにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、耐スラブ割れ性が顕著に高まることを見いだした。以下、この点について説明する。
　図２は、後述の耐スラブ割れ性評価試験で得られた、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）と、合金化溶融亜鉛めっき鋼板中のＰ含有量（質量％）との関係を示す図である。
　図２を参照して、Ｐ含有量が０．０４８％になるまでは、Ｐ含有量の低下にしたがい、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓは顕著に低下し、－２０℃以下になる。一方、Ｐ含有量が０．０４８％以下となったとき、Ｐ含有量が低下しても、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓは－２０℃からそれほど低下しない。つまり、図２では、Ｐ含有量＝０．０４８％近傍に変曲点が存在する。
　したがって、Ｐ含有量が０．０４８％以下であれば、優れた耐スラブ割れ性が得られる。一方で、Ｐは鋼の強度を高めるため、Ｐ含有量が０．０３０％以下であれば、引張強度が４４０ＭＰａ未満となる。したがって、上記（Ａ）～（Ｄ）を満たし、かつ、Ｐ含有量が０．０３０％超～０．０４８％以下であれば、４４０ＭＰａ以上の引張強度及び優れた耐二次加工脆性を有しつつ、耐スラブ割れ性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
　（Ｅ）上記式（１）～式（４）を満たす化学組成のスラブを熱間圧延する場合、仕上げ温度ＦＴ（℃）を８００～９５０℃とし、かつ、巻取り温度ＣＴ（℃）を６００～７６０℃とすれば、優れた深絞り性が得られる。つまり、平均ｒ値が１．２以上となり、かつ、面内異方性Δｒ値が－０．５～０．５となる。
　以上の知見に基づいて完成した本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板と、合金化溶融亜鉛めっき層とを備える。母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００８０％以下、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：１．０～２．５％、Ｐ：０．０３０％超～０．０４８％、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．００５～０．２０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、及び、Ｂ：０．０００５～０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（４）を満たす化学組成を有する。合金化溶融亜鉛めっき層は、母材鋼板の表面に形成されており、７～１５質量％のＦｅを含有する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の平均ｒ値は１．２以上であり、面内異方性Δｒ値は－０．５～０．５であり、引張強度は４４０ＭＰａ以上である。
　２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６　（１）
　Ｂ－Ｘ１≧０．０００５　（２）
　Ｃ－（１２／９３）×Ｎｂ－Ｘ２≧－０．００３５　（３）
　１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０　（４）
　ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　さらに、式（２）中のＸ１は次のとおり定義される。
　Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ＞０の場合、
　Ｘ１＝（１１／１４）〔Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ〕であり、
　Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ≦０の場合、
　Ｘ１＝０である。
　さらに、式（３）中のＸ２は次のとおり定義される。
　Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ＞０の場合、
　Ｘ２＝（１２/４８）〔Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ〕であり、
　Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ≦０の場合、
　Ｘ２＝０である。
　上記化学組成は、Ｃ：０．００４０％未満、Ｔｉ：０．００５～０．０３５％、及び、Ｎｂ：０．００５～０．０３５％を含有してもよい。
　上記化学組成は、Ｃ：０．００４０～０．００８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、及び、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％を含有してもよい。この場合、式（３）の値は－０．０００２以上であることが好ましい。
　本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記化学組成を有するスラブを８００～９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造し、６００～７６０℃の巻取り温度で熱延鋼板を巻取る工程と、熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する工程と、冷延鋼板に対して焼鈍処理を実施して母材鋼板を製造する工程と、母材鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを実施する工程と、溶融亜鉛めっき処理された母材鋼板に対して、４７０～６２０℃の合金化処理温度で１０～４０秒保持する合金化処理を実施する工程とを備える。
　上記の母材鋼板を製造する工程及び溶融亜鉛めっきを実施する工程に関しては、いわゆるゼンジマー法等のライン内焼鈍を実施した後、保護雰囲気下で母材鋼板（鋼帯）を溶融亜鉛めっき浴に導入してもよい。また、焼鈍処理後の冷延鋼板（つまり母材鋼板）を炉外に取出し（いわゆるライン外焼鈍）、適切な前洗浄を実施した後、必要に応じてＮｉプレめっき処理等の前処理を実施し、保護雰囲気下で４３０～４８０℃に加熱した後、母材鋼板を溶融亜鉛めっき浴に導入してもよい。
　上記のライン内焼鈍を実施する場合、Ｓｉ等の易酸化性元素が表面に濃化しやすい。そのため、Ｓｉ含有量が０．２５％以上である冷延鋼板に対してライン内焼鈍を実施すれば、不めっきが発生しやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量が０．２５％以上の場合、好ましくは、ライン外焼鈍を実施して母材鋼板を製造し、ライン外焼鈍により製造された母材鋼板に対してＮｉプレめっき処理を実施する。この場合、不めっきの発生を抑制しつつ、溶融亜鉛めっき処理を実施することができる。なお、Ｓｉ含有量が０．２５％未満の母材鋼板に対して、Ｎｉプレめっき処理を実施しても何ら悪影響はない。
　以下、本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［合金化溶融亜鉛めっき鋼板の構成］
　本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板と、合金化溶融亜鉛めっき層とを備える。合金化溶融亜鉛めっき層は、母材鋼板の表面に形成される。
　［母材鋼板の化学組成］
　母材鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．００８０％以下
　炭素（Ｃ）は、不可避に含有される。Ｃは鋼の強度を高める。Ｃはさらに、固溶Ｃとして粒界に偏析して、鋼の二次加工脆性及び耐スラブ割れ性を抑制する。しかしながら、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の深絞り性が低下する。具体的には、ＴｉＣ及びＮｂＣが過剰に生成して面内異方性Δｒ値が高まる。ＴｉＣ及びＮｂＣはさらに、焼鈍時の粒成長を抑制して、平均ｒ値を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００８０％以下である。
　高強度及び耐二次加工脆性をさらに高めるためのＣ含有量の好ましい下限は０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００２１％である。さらに優れた深絞り性を得るためのＣ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
　高強度及び耐二次加工脆性を特に向上させる場合、好ましいＣ含有量は０．００４０～０．００８０％である。深絞り性を特に向上させる場合、好ましいＣ含有量は０．００４０％未満である。
　Ｓｉ：０．７％以下
　シリコン（Ｓｉ）は、不可避に含有される。Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、耐二次加工脆性が低下するとともに、溶融亜鉛めっき工程（ライン内焼鈍の場合）での不めっきが発生しやすくなる。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、熱間加工後のスケール剥離性が低下し、またフラッシュバット溶接性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．７％以下である。Ｓｉ含有量が０．７％を超える場合、Ｎｉプレめっきを実施しても、不めっきが発生する場合がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、より好ましくは、０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．６％であり、さらに好ましくは０．５％である。
　Ｍｎ：１．０～２．５％
　マンガン（Ｍｎ）は固溶強化により鋼板の強度を高める。Ｍｎはさらに、Ａｒ３変態点を低下する。Ａｒ３変態点が低下すれば、熱間圧延における仕上げ温度（ＦＴ）を低下することができるため、熱延鋼板のフェライト粒を微細化できる。Ｍｎ含有量が低すぎればこれらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼板の靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．０～２．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２％であり、さらに好ましくは１．４％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．３％であり、さらに好ましくは２．１％である。
　Ｐ：０．０３０超～０．０４８％
　リン（Ｐ）は固溶強化により鋼板の強度を高める。Ｐ含有量が低すぎれば、本発明の化学組成において、４４０ＭＰａの引張強度を確保することが困難となる。一方、Ｐ含有量が高すぎれば、Ｐが粒界に偏析して粒界強度が低下する。この場合、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が低下し、特に、図２に示すとおり、耐スラブ割れ性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％超～０．０４８％である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．０３３％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４７％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。
　Ｓ：０．０２５％以下
　硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される。Ｓは鋼の熱間加工性及び靭性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２５％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。但し、脱硫に要するコストを考慮する場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
　Ａｌ：０．００５～０．２０％
　アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、ＡｌＮを形成して結晶粒の粗大化を抑制する。Ａｌはさらに、Ｓｉと同じフェライト安定化元素であり、Ｓｉの代替として含有できる。Ａｌ含有量が低すぎればこれらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．２０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　窒素（Ｎ）は不可避に含有される。Ｎは窒化物（ＡｌＮ）を形成して結晶粒の粗大化を抑制する。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ＮはＡｌやＴｉの炭窒化物等を形成して結晶粒の粗大化を抑制する。したがって、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１％である。
　Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、
　チタン（Ｔｉ）は微細なＴｉ炭窒化物を形成して、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｔｉはさらに、ＴｉＮを形成して固溶Ｎを低減し、ＢＮの析出を抑制する。これにより、固溶Ｂによる耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ炭窒化物が粗大化して鋼の靭性が低下する。さらに、ＴｉＰが生成して平均ｒ値が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０４０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
　Ｃ含有量が０．００４０％未満の場合、Ｔｉ含有量の好ましい範囲は０．００５～０．０３５％である。Ｃ含有量が０．００４０～０．００８０％の場合、Ｔｉ含有量の好ましい範囲は０．００５～０．０４０％である。
　Ｎｂ：０．００５～０．０６０％
　ニオブ（Ｎｂ）は微細なＮｂ炭窒化物を形成して、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎｂ含有量が低すぎればこの効果は得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粒界に析出したＮｂＣにより、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５～０．０６０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｃ含有量が０．００４０％未満の場合、Ｎｂ含有量の好ましい範囲は０．００５～０．０３５％である。Ｃ含有量が０．００４０～０．００８０％の場合、Ｎｂ含有量の好ましい範囲は０．００５～０．０６０％である。
　Ｂ：０．０００５～０．００３０％
　ボロン（Ｂ）は固溶して粒界に偏析し、Ｐ及びＳが粒界に偏析するのを抑制する。これにより、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が高まる。Ｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、粒界に粗大な窒化物（ＢＮ）が生成して、鋼の耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が低下する。粒界に析出した粗大なＢＮはさらに、鋼の熱間加工性及び靭性を低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００３０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記母材鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、上記母材鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［式（１）～式（４）について］
　上記母材鋼板の化学組成はさらに、次の式（１）～式（４）を満たす。
　２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６　（１）
　Ｂ－Ｘ１≧０．０００５　（２）
　Ｃ－（１２／９３）×Ｎｂ－Ｘ２≧－０．００３５　（３）
　１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０　（４）
　ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　［式（１）について］
　上記母材鋼板の化学組成は式（１）を満たす。
　２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６　（１）
　Ｆ１＝２５×Ｐ＋４×Ｓｉと定義する。Ｆ１は、耐二次加工脆性の指標である。図１に示すとおり、Ｆ１が３．６を超えれば、脆性亀裂長さが顕著に長くなり、耐二次加工脆性が低下する。Ｆ１が３．６以下であれば、脆性亀裂の発生が十分に抑制され、耐二次加工脆性が高まる。
　［式（２）について］
　上記母材鋼板の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
　Ｂ－Ｘ１≧０．０００５　（２）
　ここで、式（２）中のＸ１は次のとおり定義される。
　Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ＞０の場合、Ｘ１＝（１１／１４）〔Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ〕である。Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ≦０の場合、Ｘ１＝０である。
　Ｆ２＝Ｂ－Ｘ１と定義する。Ｆ２は固溶Ｂ量の指標であり、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性の指標である。Ｘ１が０よりも大きい場合、理論上ではＴｉによりＮが十分に固定されておらず、Ｂと結合可能なＮが存在することを意味する。Ｘ１が０以下である場合、理論上では、ＴｉによりＮが十分に固定されており、Ｂと結合可能なＮが存在しないことを意味する。
　Ｆ２が０．０００５未満の場合、固溶Ｂが粒界に十分に偏析できない。この場合、Ｐ及びＳが粒界に偏析するため、スラブ割れ又は二次加工脆性が発生しやすい。Ｆ２が０．０００５以上である場合、固溶Ｂが粒界に十分偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する。そのため、粒界強度が高まり、優れた耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が得られる。
　［式（３）について］
　上記母材鋼板の化学組成はさらに、式（３）を満たす。
　Ｃ－（１２／９３）×Ｎｂ－Ｘ２≧－０．００３５　（３）
　ここで、式（３）中のＸ２は次のとおり定義される。
　Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ＞０の場合、Ｘ２＝（１２/４８）〔Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ〕である。Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ≦０の場合、Ｘ２＝０である。
　Ｆ３＝Ｃ－（１２／９３）×Ｎｂ－Ｘ２と定義する。Ｆ３は、固溶Ｃ量の指標であり、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性の指標である。Ｘ２が０よりも大きい場合、理論上では、Ｎと結合する量よりも多いＴｉが存在していることを意味し、Ｃと結合可能なＴｉが存在することを意味する。Ｘ２が０以下である場合、理論上では、全てのＴｉはＮに結合して、Ｃと結合可能なＴｉが存在しないことを意味する。
　Ｆ３が－０．００３５よりも低い場合、固溶Ｃ量が不十分のため、粒界の強度が十分に高まらない。この場合、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が低下する。Ｆ３が－０．００３５以上の場合、粒界強度を高めるための固溶Ｃ量が十分に存在する。そのため、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が高まる。Ｆ３の好ましい下限は－０．００１５であり、さらに好ましくは０．０００２である。好ましくは、Ｆ３は０．００２５以下であり、より好ましくは０．００１８以下である。この場合、深絞り性がさらに高まる。
　Ｃ含有量が０．００４０～０．００８０％である場合、Ｆ３の好ましい下限は－０．０００２である。
　［式（４）について］
　上記鋼板の化学組成はさらに、式（４）を満たす。
　１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０　（４）
　Ｆ４＝１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐと定義する。Ｆ４は、Ｃ含有量、Ｔｉ含有量及びＮｂ含有量が上述の範囲内である場合における、鋼板の引張強度の指標である。Ｆ４が１２０未満の場合、鋼板の引張強度は４４０ＭＰａ未満となり、高強度が得られない。Ｆ４が１２０以上であれば、元素が上記範囲であり、かつ、上記式（１）～式（３）を満たす化学組成の鋼板の引張強度が４４０ＭＰａ以上となる。好ましくは、Ｆ４は１３０以上である。
　［合金化溶融亜鉛めっき層］
　合金化溶融亜鉛めっき層は、上記母材鋼板の表面に形成されている。合金化溶融亜鉛めっき層は、７～１５質量％のＦｅを含有する。Ｆｅ含有量が７％未満の場合、スポット溶接性が低下する。一方、Ｆｅ含有量が１５％を超える場合、合金化溶融亜鉛めっき層の密着性が低下する。Ｆｅ含有量が７～１５％であれば、スポット溶接性及び密着性に優れる。後述する条件の合金化処理を実施すれば、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が上記範囲となる。合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量の好ましい下限は８％であり、好ましい上限は１２％である。
　合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は、上述のＦｅと、Ａｌとを含有し、残部はＺｎ及び不純物からなる。Ａｌは、上述の溶融亜鉛めっき浴中に含有される。製造工程において、後述のＮｉプレめっき処理を実施する場合、合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は、Ｎｉを含有してもよい。
　合金化溶融亜鉛めっき層のめっき付着量は特に限定されない。耐食性の観点から、合金化溶融亜鉛めっき層の好ましいめっき付着量は、Ｚｎの片面付着量で５ｇ／ｍ２以上である。合金化溶融亜鉛めっき層の加工性及び密着性の観点から、合金化溶融亜鉛めっき層のＺｎ片面付着量の好ましい上限は１００ｇ／ｍ２である。
　［平均ｒ値］
　本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、式（Ａ）で定義される平均ｒ値ｒｍが１．２以上である。
　ｒｍ＝（ｒＬ＋２×ｒ４５＋ｒＣ）／４　（Ａ）
　上記式（Ａ）中のｒＬは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、圧延方向に平行な方向のｒ値である。ｒ４５は、圧延方向に対して４５°方向のｒ値である。ｒＣは、圧延方向に垂直な方向のｒ値である。ｒ値はランクフォード値と呼ばれ、鋼板の塑性異方性を示す。
　本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板ではさらに、式（Ｂ）で定義される面内異方性Δｒ値が－０．５～０．５である。
　Δｒ＝（ｒＬ＋ｒＣ）／２－ｒ４５　（Ｂ）
　サイドフレームアウター等に代表される、加工度が高い自動車部品では、優れた深絞り性が要求される。平均ｒ値ｒｍが１．２以上であれば、優れた深絞り性が得られる。
　さらに、サイドフレームアウターのうち、ドアが収まる部位の四隅部分では、ｒ４５が高いことが要求され、ドアのヒンジ取付部分では、ｒＬが高いことが要求される。面内異方性Δｒ値が－０．５～０．５であれば、これらの要求を満たすことができ、優れた深絞り性が得られる。
　［その他］
　本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、塗装性及び溶接性の観点から、上層めっき層を上述の合金化溶融亜鉛めっき層上に形成してもよい。また、本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、塗装性、耐食性、潤滑性、溶接性等の向上の観点から、クロメート処理、リン酸塩処理、その他の各種化成処理を実施してもよい。
　［製造方法］
　本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例は次のとおりである。
　本製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程と、溶融亜鉛めっき処理工程と、合金化処理工程とを含む。以下、各工程について詳述する。
　［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、初めに、上述の化学組成（式（１）～式（４）を満たす）を有する溶鋼を周知の方法で製造する。製造された溶鋼を周知の方法で鋳造して、スラブを製造する。鋳造時の冷却方法は、たとえば、周知の徐冷又は空冷である。
　製造されたスラブに対して熱間圧延を実施して、熱延鋼板を製造する。製造された熱延鋼板を巻取り、コイルにする。熱間圧延工程における、仕上げ温度ＦＴ及び巻取り温度ＣＴは次のとおりである。
　仕上げ温度ＦＴ：８００～９５０℃
　熱間圧延では、粗圧延機を用いて粗圧延を実施した後、仕上げ圧延機を用いて仕上げ圧延を実施する。仕上げ圧延機は、一列に配列された複数のスタンドを備える。各スタンドは、一対の圧延ロールを含む。
　熱間圧延において、仕上げ圧延機のうち、鋼板を圧延する最終のスタンドの出側での鋼板の表面温度を仕上げ温度ＦＴ（℃）と定義する。本発明において、仕上げ温度ＦＴは８００～９５０℃である。
　仕上げ温度ＦＴが８００℃未満である場合は、オーステナイトとフェライトの２相域圧延となり、仕上げ温度ＦＴが９５０℃を超える場合は、熱延鋼板の結晶粒が粗大になる。これらの場合、平均ｒ値ｒｍが低くなり、面内異方性Δｒが大きくなる。仕上げ温度ＦＴが８００～９５０℃であれば、熱延鋼板のフェライト粒が微細になる。その結果、他の条件（化学組成及び製造条件）を満たすことを条件として、平均ｒ値ｒｍが１．２以上になり、面内異方性Δｒ値が－０．５～０．５になる。
　なお、熱間圧延時のスラブの加熱温度は、上記仕上げ温度ＦＴを満たすことを条件として、なるべく低い方が好ましい。スラブの加熱温度が低ければ、平均ｒ値ｒｍを高くすることができる。
　巻取り温度ＣＴ：６００～７６０℃
　仕上げ圧延後の熱延鋼板を巻取り、コイルにする。巻取り開始時の熱延鋼板の表面温度を巻取り温度ＣＴ（℃）と定義する。本発明において、巻取り温度ＣＴは６００～７６０℃である。巻取り温度ＣＴが６００℃未満である場合、及び、巻取り温度ＣＴが７６０℃を超える場合、Ｔｉ炭窒化物及びＮｂ炭窒化物の析出量が適切な量とならない。この場合、固溶Ｃ量が低くなりすぎて、耐二次加工脆性が低下したり、結晶粒が微細にならず、平均ｒ値ｒｍが低くなったりする。
　巻取り温度ＣＴが６００～７６０℃であれば、Ｔｉ炭窒化物及びＮｂ炭窒化物の析出量が適切な量となり、粒界強度に寄与する固溶Ｃ量も適切な量となる。その結果、耐二次加工脆性が高まり、平均ｒ値ｒｍも大きくなる。
　［冷間圧延工程］
　製造された熱延鋼板に対して、冷間圧延を実施する。冷間圧延工程での圧下率は必ずしも限定されない。好ましくは、冷間圧延工程での圧下率は７５～８３％である。この場合、平均ｒ値ｒｍがさらに高くなり、かつ、面内異方性Δｒ値がさらに低くなる。ただし、圧下率は上記範囲に特に限定される必要はない。周知の条件を用いて冷間圧延を実施すれば足りる。
　［焼鈍処理工程］
　製造された冷延鋼板に対して、焼鈍処理を実施して、母材鋼板を製造する。焼鈍温度は再結晶温度以上であり、好ましくはＡｃ１変態温度以下である。焼鈍温度が再結晶温度以上であれば、再結晶が促進され、母材鋼板の深絞り加工性が高まり、耐二次加工脆性が高まる。
　焼鈍温度は上述の範囲であれば、特に限定されないが、たとえば、７５０～８５０℃である。焼鈍温度の好ましい下限は８００℃である。この場合、平均ｒ値ｒｍがさらに高くなる。焼鈍温度の好ましい上限は８３０℃である。この場合、連続焼鈍において、板絞りの発生がさらに抑制される。「板絞り」とは、連続焼鈍炉への通板時において、鋼帯が座屈して、鋼帯にシワや割れが発生する現象をいう。
　［Ｎｉプレめっき処理工程］
　母材鋼板のＳｉ含有量が０．２５％以上の場合、溶融亜鉛めっきライン外に配置された焼鈍設備を利用するライン外焼鈍を母材鋼板に対して実施し、その後、母材鋼板に対してＮｉプレめっき処理を実施し、Ｎｉプレめっき処理後の母材鋼板を加熱した後、溶融亜鉛めっき処理を実施するのが好ましい。Ｎｉプレめっき処理の方法は必ずしも限定されない。Ｎｉプレめっき処理は電気めっき処理でもよいし、浸漬めっき処理でもよいが、付着量制御の容易性の観点で電気めっき処理を用いることが好ましい。Ｎｉプレめっき処理により、母材鋼板上にＮｉめっき層が形成される。Ｎｉめっき処理を実施する場合、不めっきが顕著に抑制される。Ｎｉめっき層の好ましいめっき付着量は、０．２～２ｇ／ｍ２である。この場合、Ｎｉプレめっき処理により、母材鋼板の表面に析出したＮｉの３０～６５％に相当する量が合金化処理後のめっき層に含まれる。Ｎｉ電気めっきのめっき浴としては例えばワット浴を用いることができるが、必ずしもこれに限定されない。
　なお、本製造方法では、Ｎｉプレめっき処理を実施しなくてもよい。この場合、焼鈍工程後に溶融亜鉛めっき処理工程及び合金化処理工程を実施する。
　［溶融亜鉛めっき処理工程］
　ゼンジマー法等のいわゆるライン内焼鈍による場合、保護雰囲気下で、焼鈍された母材鋼板（鋼帯）を溶融亜鉛浴温又はその近傍温度に冷却して、母材鋼板を溶融亜鉛浴に浸入させる。ただし、母材鋼板のＳｉ含有量が０．２５％以上の場合は、不めっきが発生しやすい。したがって、Ｓｉ含有量の高い母材鋼板の場合、上述のライン外焼鈍を実施するのが好ましい。
　ライン外焼鈍の場合、母材鋼板に対して、Ｎｉプレめっき処理工程を実施した後に、溶融亜鉛めっき処理を実施することが好ましい。溶融亜鉛めっき処理は、周知の条件で実施すれば足りる。溶融亜鉛めっき処理ではＮｉプレめっき処理された母材鋼板を、保護雰囲気下で、たとえば２０℃／秒以上の加熱速度で、好ましくは、４３０～４８０℃まで加熱する。加熱された母材鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、母材鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を付着させる。溶融亜鉛めっき層が付着した母材鋼板を溶融亜鉛めっき浴から引きあげる。
　母材鋼板の引き上げ速度や、ワイピングのガスの流量を周知の方法で調整することにより、めっき付着量を調整できる。付着量制御に関してはライン内焼鈍でも、ライン外焼鈍でも本質的な差異はない。
　溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度は特に限定されるものではないが、０．０５～０．２５％が好ましい。Ａｌ濃度が高い場合は合金化が抑制され、低い場合には合金化が促進される。
　溶融亜鉛浴への鋼板の浸入温度は、好ましくは４５０～４７５℃である。浸入温度が低い場合は、不めっきが発生する恐れがある。浸入温度が高すぎる場合、ドロスの発生量が増加する。
　［合金化処理工程］
　溶融亜鉛めっき層が形成された母材鋼板に対して、４７０～６２０℃の合金化処理温度に加熱する。加熱後、処理温度で１０～４０秒保持して、合金化処理を実施する。加熱速度はたとえば、２０℃／秒以上である。
　合金化処理温度が４７０℃未満であれば、合金化が不十分となりやすく、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７％未満となりやすい。一方、合金化処理温度が６２０℃を超えれば、合金化が過剰に進みやすく、合金化溶融亜鉛めっき層の密着性が低下するおそれが大きくなる。合金化処理温度での保持時間が１０秒未満であれば、合金化が不十分となりやすい。保持時間が４０秒を超えれば、合金化が過剰に進み、合金化溶融亜鉛めっき層の密着性が低下するおそれが大きくなる。
　以上の工程により、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。
　［その他の工程］
　ライン外焼鈍された冷延鋼板を母材鋼板として、Ｎｉプレめっき処理後に溶融亜鉛めっき処理を行う場合、Ｎｉプレめっき処理工程前に、酸洗処理工程を実施してもよい。この場合、焼鈍処理により母材鋼板の表面に形成された酸化被膜を除去できる。
　また、焼鈍処理工程後であって、溶融亜鉛めっき処理前に（Ｎｉプレめっき処理工程を実施する場合は、焼鈍処理工程後であって、Ｎｉプレめっき処理工程前に）、形状矯正及び降伏点伸びの消失を目的とした調質圧延工程を実施してもよい。調質圧延工程を実施する場合、好ましい伸び率は０．１～２％である。伸び率が０．１％以上であれば、形状矯正及び降伏点伸びの消失が十分に得られる。伸び率が２％以下であれば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、優れた伸び（全伸び）を維持できる。
　上記調質圧延工程は、合金化処理後に実施してもよい。この場合、調質圧延工程での好ましい伸び率は０．１～２％である。
　表１に示す化学組成の溶鋼を製造し、溶鋼を鋳造してスラブを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　各鋼番号のスラブに対して、表２に示す仕上げ温度ＦＴ（℃）及び巻取り温度ＣＴ（℃）で熱延鋼板を製造した。熱延鋼板に対して、８０％の圧延率で冷間圧延を実施して、冷延鋼板を製造した。冷延鋼板に対して表２に示す焼鈍温度（℃）で焼鈍処理を実施して、母材鋼板を製造した。試験番号４９及び５０を除く他の試験番号の母材鋼板に対しては、焼鈍後、酸洗処理をした後、Ｎｉプレめっき処理を実施して、めっき付着量０．５ｇ／ｍ２のＮｉめっき層を母材鋼板の表面に形成した。Ｎｉプレめっき処理後の母材鋼板に対して、溶融亜鉛めっき処理（片面当たりのＺｎ付着量を４５ｇ／ｍ２に設定、Ｚｎ浴中のＡｌ濃度は０．１４～０．１７％、浴温４５５～４６０℃）を実施した。具体的には、２０℃／秒の加熱速度で母材鋼板を４６０℃まで加熱した後、亜鉛めっき浴中に母材鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき処理を実施した。
　試験番号４９及び５０の母材鋼板に対しては、Ｎｉプレめっき処理を実施せずに、ライン内焼鈍が可能な溶融亜鉛めっき設備で、上述と同じ条件で溶融亜鉛めっき処理を実施した。
　溶融亜鉛めっき処理後の母材鋼板に対して、表２に示す合金化処理温度（℃）及び保持時間（秒）で合金化処理を実施した。合金化処理後の鋼板に対して、１．０％の伸び率の調質圧延を実施して、０．７ｍｍの板厚を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　［評価試験］
　［耐スラブ割れ性評価試験］
　各鋼番号のスラブ（鋳片）から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に規定されるＶノッチ標準試験片を採取した。この試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施して、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を測定した。延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃以下であれば、耐スラブ割れ性に優れると評価した。
　［機械特性評価試験］
　各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚中央部から、引張試験片を採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を、常温（２５℃）の大気中で実施して、降伏強度ＹＰ（０．２％耐力）及び引張強度ＳＴ（ＭＰａ）を求めた。
　［平均ｒ値及び面内異方性Δｒ値評価試験］
　各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚中央部から、引張試験片を採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４（２００８）に準拠した塑性ひずみ比試験を実施して、ｒＬ値、ｒ４５値、ｒＣ値を求めた。得られたｒＬ値、ｒ４５値、ｒＣ値を用いて、式（Ａ）に基づいて、平均ｒ値を求めた。さらに、得られたｒＬ値、ｒ４５値、ｒＣ値を用いて、式（Ｂ）に基づいて、面内異方性Δｒ値を求めた。平均ｒ値が１．２以上であり、かつ、面内異方性Δｒ値が－０．５～０．５の場合、深絞り性に優れると評価した。
　［不めっき評価試験］
　各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面にて不めっきが発生しているか否かを、目視により判定した。
　［合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量等測定試験］
　各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、合金化溶融亜鉛めっき層を含むサンプルを採取した。ＧＡのめっき層を、インヒビター（朝日化学工業株式会社製７００ＢＫ、０．３％）を添加した１０％塩酸で溶解除去し、その前後の重量差からめっき付着量を算出した。さらに溶解した液から誘導結合プラズマ発光分光（ＩＣＰ－ＡＥＳ）分析でＺｎ，Ｆｅ，Ａｌ，Ｎｉ量を測定し、Ｚｎ付着量およびめっき皮膜中のＦｅ含有量（合金化度）を算出した。Ｆｅ含有量が７～１５％であれば、優れた合金化溶融亜鉛めっき層が得られたと判断した。
　［めっき密着性評価試験］
　各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、２５ｍｍカップ絞り試験を実施した。試験後、テープテストによる黒化度を測定した。黒化度が低いほど、めっき密着性が高い。本実施例では、黒化度が３０％未満の場合、めっき密着性に優れる（表３中で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と表記）と判断した。黒化度が３０％以上の場合、めっき密着性が低い（表３中で「ＮＡ」（Ｎｏｔ　Ａｃｃｅｐｔｅｄ）と表記）と判断した。
　［耐二次加工脆性評価試験］
　各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、直径４５ｍｍのブランクを作製した。ブランクに対して、ポンチ直径が２０．６４ｍｍの球頭ポンチを用いて絞り成形（絞り比は２．２）を実施した。その後、－４０℃のエタノールに、側面が水平になるように浸漬し、プレス機によりプレスしてブランクを押しつぶした。プレス後のブランクにて脆性亀裂の有無を目視により判断した。
　［評価結果］
　評価結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３を参照して、試験番号１、３、５、６、８、９、２７、２８、３１、３２、４９～５３の化学組成は適切であり、製造条件も適切であった。そのため、これらの試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、引張強度ＴＳが４４０ＭＰａ以上であり、平均ｒ値ｒｍは１．２以上であり、面内異方性Δｒは－０．５～０．５の範囲内であった。さらに、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は７～１５％の範囲内であった。つまり、高強度で深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。さらに、これらの試験番号では、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃以下であり、優れた耐スラブ割れ性が得られた。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が確認されず、優れた耐二次加工脆性が得られた。
　なお、これらの試験番号において、全伸びは３０％以上であった。また、いずれも不めっきは発生しなかった。さらに、めっき密着性試験において、いずれの試験番号においても黒化度が３０％未満であり、めっき密着性に優れた。
　一方、試験番号２、４、７、２９、３０では、Ｐ含有量が高すぎた。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。
　試験番号１０では、Ｐ含有量が高すぎ、Ｆ１が式（１）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさなかった。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
　試験番号１１では、Ｓｉ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、不めっきが発生した。さらに、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
　試験番号１２では、Ｂ含有量が低すぎた。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
　試験番号１３では、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。そのため、引張強度ＴＳが４４０ＭＰａ未満であった。
　試験番号１４及び３６では、Ｐ含有量が低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが４４０ＭＰａ未満であった。
　試験番号１５及び３７では、Ｐ含有量が高すぎた。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。
　試験番号１６及び３８では、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
　試験番号１７及び３９では、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
　試験番号１８及び４０では、Ｆ３が式（３）を満たさなかった。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
　試験番号１９及び４１では、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。そのため、引張強度ＴＳが４４０ＭＰａ未満であった。
　試験番号２０及び４２では、仕上げ温度ＦＴが高すぎた。そのため、平均ｒ値ｒｍが１．２未満、面内異方性Δｒが－０．５未満となり、深絞り性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
　試験番号２１及び４３では、仕上げ温度ＦＴが低すぎ、その結果、巻取り温度ＣＴも低すぎた。そのため、平均ｒ値ｒｍが１．２未満、面内異方性Δｒが－０．５未満となり、深絞り性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
　試験番号２２及び４４では、巻取り温度ＣＴが低すぎた。そのため、平均ｒ値ｒｍが１．２未満、面内異方性Δｒが－０．５未満となり、深絞り性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
　試験番号２３及び４５では、合金化処理温度が高すぎた。そのため、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が１５％を超えた。その結果、めっき密着性評価試験において、黒化度が３０％以上となり、めっき密着性が低かった。
　試験番号２４及び４６では、合金化処理温度が低すぎた。そのため、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７％未満であった。
　試験番号２５及び４７では、合金化処理温度での保持時間が長すぎた。そのため、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が１５％を超えた。その結果、めっき密着性評価試験において、黒化度が３０％以上となり、めっき密着性が低かった。
　試験番号２６及び４８では、合金化処理温度での保持時間が短すぎた。そのため、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７％未満であった。
　試験番号３３では、Ｐ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
　試験番号３４では、Ｓｉ含有量及びＰ含有量が高すぎた。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。さらに、不めっきが発生した。
　試験番号３５では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、平均ｒ値が低すぎた。さらに、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が－２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００８０％以下、
    　Ｓｉ：０．７％以下、
    　Ｍｎ：１．０～２．５％、
    　Ｐ：０．０３０超～０．０４８％、
    　Ｓ：０．０２５％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．２０％、
    　Ｎ：０．０１０％以下、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、及び、
    　Ｂ：０．０００５～０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（４）を満たす化学組成を有する母材鋼板と、
    　前記母材鋼板の表面に形成されており、７～１５質量％のＦｅを含有する合金化溶融亜鉛めっき層とを備え、
    　平均ｒ値が１．２以上であり、
    　面内異方性Δｒ値が－０．５～０．５であり、
    　引張強度が４４０ＭＰａ以上である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
    　２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６　（１）
    　Ｂ－Ｘ１≧０．０００５　（２）
    　Ｃ－（１２／９３）×Ｎｂ－Ｘ２≧－０．００３５　（３）
    　１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０　（４）
    　ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
    　さらに、式（２）中のＸ１は次のとおり定義される。
    　Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ＞０の場合、
    　Ｘ１＝（１１／１４）〔Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ〕であり、
    　Ｎ－（１４／４８）×Ｔｉ≦０の場合、
    　Ｘ１＝０である。
    　さらに、式（３）中のＸ２は次のとおり定義される。
    　Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ＞０の場合、
    　Ｘ２＝（１２/４８）〔Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ〕であり、
    　Ｔｉ－（４８/１４）×Ｎ≦０の場合、
    　Ｘ２＝０である。
  2. 　請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃ：０．００４０％未満、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０３５％、及び、
    　Ｎｂ：０．００５～０．０３５％を含有する、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃ：０．００４０～０．００８０％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、及び、
    　Ｎｂ：０．００５～０．０６０％を含有し、
    　式（３）の下限値が－０．０００２である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　請求項１～請求項３に記載の化学組成を有するスラブを８００～９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造し、６００～７６０℃の巻取り温度で前記熱延鋼板を巻取る工程と、
    　前記熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する工程と、
    　前記冷延鋼板に対して焼鈍処理を実施して母材鋼板を製造する工程と、
    　前記母材鋼板に対して溶融亜鉛めっき処理を実施する工程と、
    　前記溶融亜鉛めっき処理された前記母材鋼板に対して、４７０～６２０℃の合金化処理温度で１０～４０秒保持する合金化処理を実施する工程とを備える、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 　請求項４に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であってさらに、
    　前記母材鋼板を製造する工程後であって、前記溶融亜鉛めっき処理を実施する工程前に、前記母材鋼板にＮｉプレめっき処理を実施する工程と、
    　前記Ｎｉプレめっき処理を実施する工程後であって、前記溶融亜鉛めっき処理を実施する工程前に、前記Ｎｉプレめっきされた前記母材鋼板を加熱する工程とを備える、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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