各視野について測定された最近接距離のうち最長のものおよび最短のものを選び出すことにより、20個の最長の最近接距離および20個の最短の最近接距離を求める。これらの都合40個の最近接距離のデータにおける算術平均値をマルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値(超硬質相平均間隔)とする。【0054】なお、ここでいうフェライトは、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト等のフェライトと明記されている相である。ベイナイトは、下部ベイナイト、上部ベイナイト等のベイナイトと記載されている組織である。各相について上記の面積割合を満足するものであれば、鋼組織は上記以外の相または組織、例えばパーライト等の組織を含んでいてもよい。鋼板の表面に形成される合金化溶融亜鉛めっき層については特に規定しないが、以下のようにすることが好ましい。合金化溶融亜鉛めっき層は、一般にめっき基材である鋼板の両面に形成される。本発明は片面のみに形成される場合を包含する。【0056】すなわち、めっき付着量(片面あたり)は、耐食性の観点から3g/m2以上とすることが好ましく、10g/m2以上とすることがさらに好ましい。溶接時におけるブローホールなどの欠陥を防止する観点からは200g/m2以下とすることが好ましく、100g/m2以下とすることがさらに好ましい。【0057】めっき層におけるFe濃度は、めっきの密着性とパウダリング性の観点から3質量%以上20質量%以下とすることが好ましい。めっき層におけるFe濃度を3質量%以上とすることで合金化によるめっきの密着性をより高めることができる。めっき層におけるFe濃度を20質量%以下とすることにより良好なパウダリング性を確保することができる。めっき層におけるFe濃度は、7質量%以上16質量%以下とすることがさらに好ましい。【0058】なお、合金化溶融亜鉛めっき層には、合金化処理を行う際に、めっき基材である鋼板からSi、Mn、P、S等の合金元素が取り込まれる可能性があるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際に合金化溶融亜鉛めっき層中にとりこまれる量の範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼすことはない。次に、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について工程ごとに説明する。有する溶鋼を、鋳片表面から10mmの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を10°C/秒以上となる条件で鋳造する。10°C/秒未満では、凝固速度が低すぎるため、鋳片におけるデンドライトアーム間隔が拡がり、鋼板の表面から50μmの深さの位置(深さ位置A)における圧延方向にMnおよび/またはSiが展伸したMn・Si濃化部の圧延直角方向の平均間隔(濃化部平均間隔)を1000μm以下とすることが困難となる。10°C/秒以上とする。好ましくは12°C/秒以上である。上述したように、Biを含有させた場合には、Biによる凝固組織を細かくする作用と相俟って、濃化部平均間隔を500μm以下とすることがより確実に実現可能となる。より得られた鋳片を熱間圧延に供し、800°C以上の温度域で熱間圧延を完了し、10°C/秒以上の平均冷却速度で冷却して、300°C以上580°C未満の温度域で巻取って熱延鋼板とする。合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板を上述した鋼組織とするには、熱延鋼板の鋼組織を60面積%以上のベイナイトを含有するものとすることが重要である。熱延鋼板におけるベイナイトは、その後、冷間圧延されることによりフェライトとセメンタイトに分断される。このため、熱延鋼板におけるベイナイトに由来するセメンタイトは、冷間圧延後において緻密に分散した形態を呈する。この緻密に分散したセメンタイトは、その後、後述する連続溶融亜鉛めっき工程の均熱処理においてオーステナイト化の核となりオーステナイト化が進行し、その後の冷却により、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト等になる。ここで、冷却後のマルテンサイトと残留オーステナイトの分布状態はオーステナイト化の核の分布状態の影響を引き摺るため、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が20μm以下である鋼組織を得ることができるのである。800°C以上とする必要がある。熱延完了温度が800°C未満では、フェライト変態が早期に進行してしまい、ベイナイトの面積率を60%以上とすることが困難である。800°C以上とする。上限を規定する必要はない。過度に高温になると、スケールが厚く生成して、表面疵を誘発する場合がある。1000°C以下とすることが好ましい。熱間圧延完了から巻取りまでの冷却における平均冷却速度が10°C/秒未満では、冷却速度が低すぎることに起因してフェライト変態が過度に進行してしまい、ベイナイトの面積率を60%以上とすることが困難となる。10°C/秒以上とする。好ましくは15°C/秒以上である。上限を規定する必要はない。過度に高いと冷却ムラが顕在化し、冷却ムラに起因する強度ムラが顕著となり、冷間圧延時にトラブルを引き起こす場合がある。500°C/秒以下とすることが好ましい。巻取温度が300°C未満では、熱延鋼板の鋼組織が、マルテンサイトを40面積%以上含有するものになるため、ベイナイト面積率を60%以上にすることができない。したがって、巻取温度は300°C以上とする。好ましくは350°C以上である。巻取温度が580°C以上では、パーライト変態が進行してしまい、熱延鋼板の鋼組織がフェライトとパーライトとからなるものとなってしまい、ベイナイトの面積率を60%以上とすることができない。したがって、巻取温度は580°C未満とする。好ましくは550°C以下である。より得られた熱延鋼板に下記式(1)を満足する条件下で酸洗処理を施して酸洗鋼板とする。(1)冷延鋼板の表面クラックは、熱間圧延後の酸洗処理によりフェライトの粒界部が選択的に酸化されることによって形成される。酸濃度(質量%)×酸温度(°C)×酸浸漬時間(秒)の値が5000未満では、フェライトの粒界部の選択的酸化が不十分となり、鋼板の表面(めっき層との界面)における深さ3μm以上10μm以下の表面クラックの数密度を3個/mm以上とすることが困難となる。酸濃度(質量%)×酸温度(°C)×酸浸漬時間(秒)の値が2000000超になると、フェライトの粒界部の選択的酸化が過剰に進行してしまい、鋼板の表面における深さ3μm以上10μm以下の表面クラックの数密度を1000個/mm以下とすることが困難となる。酸濃度(質量%)×酸温度(°C)×酸浸漬時間(秒)の値は好ましくは10000以上1900000未満である。【0068】なお、酸洗工程で用いる酸の種類は特に限定されるものでなく、塩酸や硫酸が例示される。より得られた酸洗鋼板に20%以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。冷間圧延における圧下率が20%未満では、圧下率が低すぎるため、熱延鋼板で生成したベイナイトが圧延にて、細かいフェライトとセメンタイトに分断せず、その後の連続溶融亜鉛めっき工程後においてめっき基材である鋼板の鋼組織を、マルテンサイトと残留オーステナイトと平均工程間隔を20μm以内にすることができない。したがって、冷間圧延時の圧下率は20%以上とする。好ましくは30%以上である。熱延鋼板のベイナイトを分断する観点からは、冷間圧延における圧下率は、高い程好ましいので、その上限を規定する必要はない。圧下率が高くなるにつれて、圧延荷重が高くなり、操業が困難となる。したがって、圧延荷重の観点からは、圧下率を90%以下とすることが好ましい。より得られた冷延鋼板を、そのまま次に述べる連続溶融亜鉛めっき工程において溶融亜鉛めっきと合金化熱処理を施すこともできるが、連続溶融亜鉛めっき工程の前工程として、上記冷延鋼板を750°C以上の温度域に5秒間以上保持したのち、2°C/秒以上200°C/秒以下の平均冷却速度で250°C以上580°C以下の温度域まで冷却する前焼鈍を施すことが好ましい。溶融亜鉛めっき前に上記前焼鈍を施すことにより、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが可能となり、これにより、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、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値を、好ましい値である10μm以下とすることが可能となる。前焼鈍を施すことによって熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とするには、前焼鈍工程においても、後述する連続溶融亜鉛めっき工程と同様に、冷延鋼板を高温域に保持する均熱処理を施すことによって、冷延鋼板の鋼組織の一部または全部を一旦オーステナイト化する必要がある。【0073】ここで、均熱処理における均熱温度が750°C未満では、オーステナイト化が不十分であるために、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが困難である。したがって、均熱温度は750°C以上とすることが好ましい。均熱温度の上限は特に規定しないが、焼鈍炉内の耐火物の損傷を抑制する観点からは1000°C以下とすることが好ましい。【0074】また、均熱処理における均熱時間が5秒間未満では、オーステナイト化が不十分であるために、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが困難である。したがって、均熱時間は5秒間以上とすることが好ましい。好ましい均熱時間は30秒間以上である。均熱時間の上限は特に規定する必要はないが、生産性の観点からは1000秒間以下とすることが好ましい。均熱処理後の平均冷却速度が2°C/秒未満では、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが困難である。2°C/秒以上とすることが好ましい。200°C/秒超になると、冷却速度が高すぎるためにマルテンサイトが過剰に生成されてしまい、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが困難となる場合がある。200°C/秒以下とすることが好ましい。冷却停止温度が250°C未満では、マルテンサイトが過剰に生成してしまい、熱延鋼板におけるベイナイトを更に緻密な組織とすることが困難となる場合がある。したがって、冷却停止温度は250°C以上とすることが好ましい。580°C超では、ベイナイトを生成させることが困難になる場合がある。したがって、冷却停止温度は580°C以下とすることが好ましい。好ましくは550°C以下である。より得られた冷延鋼板または好ましくは上記前焼鈍工程で得られた冷延鋼板を、750°C以上1000°C以下の温度域に5秒間以上1000秒間以下保持したのち、2°C/秒以上70°C/秒以下の平均冷却速度で300°C以上580°C以下の温度域まで冷却し、この温度域で2秒間以上保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、700°C以下の温度域に120秒間以下保持する合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板を上記鋼組織とするには、連続溶融亜鉛めっき工程において、冷延鋼板を高温域に保持する均熱処理を施すことによって、冷延鋼板の鋼組織の一部または全部を一旦オーステナイト化する必要がある。【0079】ここで、均熱処理における均熱温度が750°C未満では、フェライト生成が活発となる温度域であるため、フェライトの面積率が20%以上となる。したがって、均熱温度は750°C以上とする。好ましくは780°C以上である。均熱温度が1000°C超では、均熱中でのオーステナイト粒径が大きくなり、フェライトが生成せず、フェライト面積率が2%未満となる。したがって、均熱温度は1000°C以下とする。好ましくは920°C以下である。【0080】また、均熱処理における均熱時間が5秒間未満では、熱間圧延時に生成したパーライトやベイナイトやセメンタイトを十分にオーステナイト化することができず、残留オーステナイトの面積率を1%以上と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。好ましくは20秒間以上である。均熱時間が1000秒間超では、フェライトの生成が過度に進行してしまい、フェライト面積率を20%未満とすることが困難となる場合がある。したがって、均熱時間は1000秒間以下とする。好ましくは800秒間以下である。合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板を上記鋼組織とするには、次に、冷却して保持することにより、オーステナイトからベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを生成させる必要がある。【0082】ここで、均熱処理後の冷却の平均冷却速度が2°C/秒未満では、フェライトが過剰に生成してしまい、フェライト面積率を20%未満とすることが困難となる。2°C/秒以上とする。70°C/秒超では、フェライトの生成が不十分となって、フェライト面積率を2%以上とすることが困難となる場合がある。70°C/秒以下とする。好ましくは60°C/秒以下である。冷却終点温度が300°C未満では、マルテンサイトが過剰に生成してしまい、ベイナイトの面積率を60%以上とすることが困難となる。したがって、冷却終点温度は300°C以上とする。580°C超では、ベイナイトとマルテンサイトの生成を促すことが困難である一方、フェライトの生成が過度に進行してしまうため、ベイナイトの面積率を60%以上かつマルテンサイトの面積率を1%以上とすることが困難となり、フェライト面積率が20%以上となる場合がある。したがって、冷却終点温度は580°C以下とする。好ましくは560°C以下である。上記冷却後における300°C以上580°C以下の温度域に保持する時間が2秒間未満では、残留オーステナイトの生成を促すことが困難であり、残留オーステナイトの面積率を1.0%以上とすることが困難である。したがって、上記温度域に保持する時間は2秒間以上とする。好ましくは4秒間以上である。上記温度域に保持する時間の上限は特に規定しないが、生産性の観点からは300秒間以下とすることが好ましい。【0085】これらの処理の後に、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施すことにより、鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成させる。ここで、合金化処理における保持温度が700°C超では、残留オーステナイトがセメンタイトに分解してしまい、残留オーステナイトの面積率を1.0%以上とすることが困難となる。したがって、合金化処理における保持温度は700°C以下とする。合金化処理における保持温度の下限は特に規定しないが、450°C未満では、Feと亜鉛の拡散が遅く、合金化が速やかに進行しないため、生産性を阻害する。したがって、合金化処理における保持温度は450°C以上とすることが好ましい。合金化処理における保持時間が120秒間を超えると、残留オーステナイトが分解して、残留オーステナイトの面積率が1%未満となる場合がある。したがって、合金化処理における保持時間は120秒間以下とする。合金化処理における保持時間の下限は、十分な合金化処理が達成される限りにおいては、特に規定する必要はない。【0087】こうして、本発明で規定する鋼組織、表面近傍の濃化部、および表面クラック密度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、所望により、各種の表面処理、例えば、化成処理、特にノンクロム型化成処理、リン酸塩処理、或いは潤滑処理を施すことができる。本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。表1に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造試験機を用いて連続鋳造を実施し、1000mm幅で250mm厚のスラブとした。この際、鋳片の表面から10mmの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の変更は、鋳型の冷却水量を変更することによって行った。【0089】こうして得られたスラブを加熱し、熱間圧延試験機により熱間圧延を施して熱延鋼板とし、その後、塩酸による酸洗処理を施して酸洗鋼板とした。その後、冷間圧延を施して冷延鋼板とした。めっき処理および合金化処理を施した。一部の供試材においては、連続溶融亜鉛めっき試験機に供する前に、連続焼鈍試験機により前焼鈍を施した。めっき付着量は片面あたり20〜150g/m2の範囲とした。【0091】これらの製造条件を表2(鋳造工程〜冷間圧延工程)および表3(任意の前焼鈍工程〜連続溶融亜鉛めっき工程)に示す。【0095】このようにして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびスラブについて以下の試験を行った。(1)液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度スラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度は、得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、スラブ表面から深さ方向に10mm位置を鋳込み方向に5mmピッチでデンドライト2次アーム間隔λ(μm)を100点測定し、その値から、次式に基づいてスラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度A(°C/秒)を算出し、100点のAの値を算術平均した平均値として、平均冷却速度を求めた。λ=710×A−0.39(2)溶融めっき層と鋼板との界面から50μmの深さの位置(深さ位置A)における圧延方向に展伸したMnおよび/またはSiの濃化部の圧延直角方向の平均間隔(濃化部平均間隔)上記の濃化部平均間隔の測定はEPMAの線分析にて実施した。上記界面から50μmの深さの位置まで研削して、EPMAの線分析を実施した。MnおよびSi濃化は、線分析から得られたSiとMnの濃度の波形を読み取り、SiとMnの少なくとも一方の濃度平均値が1.1倍以上である濃度極大値の間隔から求めた。濃化部平均間隔の測定方法は具体的には次のとおりであった。めっき鋼板の表面を研削して深さ位置Aにおける表面を露出させた。露出させた表面について、圧延直角方向にEPMAの線分析を行った。一回の線分析による測定距離は3mm以上とした。線分析により求めたSi濃度およびMn濃度のラインプロファイルのそれぞれについて、平均濃度を求め、この濃度をバルクの含有量とした。ラインプロファイルにおけるSi濃度またはMn濃度が平均濃度の1.1倍となる領域を求め、これらの領域を濃化部とした。得られた濃化部をなす各領域において最大濃度を示す部分を、その領域の中心点とした。隣接する領域同士の中心点間距離を求め、これらをラインプロファイル内で平均し、得られた平均値を濃化部平均間隔とした。用いて、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率を、画像処理にて求めた。【0099】また、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔は、同じ鋼板の圧延方向に並行な断面観察用試料を用いて、倍率1000倍の走査型電子顕微鏡により、鋼板の両面の表面からそれぞれ板厚1/4位置で各10視野、都合20視野を観察することにより、次のようにして求めた。得られた20視野の鋼組織画像のそれぞれについて、超硬質相であるマルテンサイトおよび残留オーステナイトを特定し、特定された超硬質相について、最も近接する他の超硬質相との距離である最近接距離を計測する。各視野について測定された最近接距離のうち最長のものおよび最短のものを選び出すことにより、20個の最長の最近接距離および20個の最短の最近接距離を求める。これらの都合40個の最近接距離のデータにおける算術平均値をマルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値(超硬質相平均間隔)とする。用いて、2000倍の倍率にて100視野を観察することにより求めた、鋼板表面からの深さが3μm以上10μm以下の表面クラックの本数を、単位長さ当たりの個数に換算して求めた。具体的には次のとおりであった。【0101】クラック数密度の測定方法は具体的には次のとおりであった。めっき鋼板の断面観察(観察倍率:2000倍)を行い、視野内における、鋼板の表面から深さ3μm以上10μm以下の表面クラックを特定した。観察視野において特定されたこれらの表面クラックの本数を計数した。観察像で線状に観察される界面を直線近似し、その直線の観察視野における長さで計数された表面クラック本数を除して、その観察視野におけるクラック数密度とした。この作業を100視野について実施し、求めた観察視野におけるクラック数密度の平均値を測定対象の鋼板におけるクラック数密度とした。得られた鋼板に対して、引張試験および限界曲げ試験を実施した。5号引張試験を採取した。降伏点(YP)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を測定した。各鋼板の圧延直角方向から、幅40mm長さ200mmの試験片を採取した。内側半径を、密着、板厚の0.5倍、1.0倍、1.5倍、2.0倍、2.5倍、3.0倍、3.5倍、4.0倍として180°曲げ試験を実施し、割れが発生しない内側半径の最小値を限界曲げ半径とした。1001−1996穴拡げ試験方法」に従い、穴拡げ率(HER%)を測定し、伸びフランジ加工性の指標とした。以上の試験結果を表4に示す。機械特性を示す数値に下線が付されたものは、本発明の規定の範囲外であることを示している。本発明例である供試材No.1〜35は、TS×El値が11500MPa・%以上、TS×HER値が28502MPa・%以上、限界曲げ半径が0.5t〜1.5tであり、曲げ性、伸びフランジ性および延性に優れていた。Biを含有する供試材No.16〜26は、濃化部平均間隔が500μm以下となり、限界曲げ半径が0.5t〜1.0tであり、特に曲げ性に優れていた。連続溶融亜鉛めっき工程の前に、750°C以上の温度域に5秒間以上保持したのち、2°C/秒以上200°C/秒以下の平均冷却速度で250°C以上580°C以下の温度域まで冷却する前焼鈍を施したNo.27〜29は、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が10μm以内となり、TS×HER値が55000MPa・%以上であり、特に伸びフランジ性に優れていた。比較例をみると、供試材No.36は、鋳造工程において鋳片表面から10mmの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が8°C/秒と低すぎたため、濃化部平均間隔が1050μmと本発明の上限を超えた。そのため、限界曲げ半径が2.5tとなり、曲げ性に劣っていた。供試材No.37は、熱間圧延工程の熱間圧延完了温度が780°Cと低すぎたため、熱延鋼板の鋼組織においてベイナイト面積率が35%と小さくなった。25μmと20μmの上限を超え、TS×HER値が27500MPa・%となり、伸びフランジ性に劣っていた。供試材No.38は、熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度が8°C/秒と低すぎたため、熱延鋼板の鋼組織においてベイナイト面積率が58%と小さくなった。28μmと大きくなって、TS×HER値が26850MPa・%となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。供試材No.39は、熱間圧延工程での巻取温度が600°Cと高すぎたため、熱延鋼板での鋼組織においてベイナイト面積率が45%と小さくなった。30μmと大きくなって、TS×HER値が26540MPa・%となり、伸びフランジ性に劣っていた。供試材No.40は、熱間圧延工程での巻取温度が270°Cと低すぎたため、熱延鋼板の鋼組織においてベイナイト面積率が40%と小さくなった。そのため、超硬質平均間隔が28μmと大きく、TS×HER値が25840MPa・%となり、伸びフランジ性に劣っていた。供試材No.41は、酸洗工程での酸濃度(質量%)×酸温度(°C)×酸浸漬時間(秒)の値が3000と小さすぎて酸洗が不十分となり、クラック数密度が1個/mmと低くなった。そのため、限界曲げ半径が2.5tとなり、曲げ性に劣っていた。供試材No.42は、酸洗工程での酸濃度(質量%)×酸温度(°C)×酸浸漬時間(秒)の値が2000500と大きすぎて、酸洗が過剰となり、クラック数密度が1050個/mmと過大になった。そのため、限界曲げ半径が2.5tとなり、曲げ性に劣っていた。26μmと大きくなった。そのため、TS×HER値が27210MPa・%となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。供試材No.44は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱温度が730°Cと低すぎたため、フェライト面積率が22%と大きくなった。そのため、TS値が760MPaとなり、780MPa以上の引張強度を確保できなかった。供試材No.45は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱温度が1020°Cと高すぎたため、鋼組織において、フェライト面積率が1%と小さかった。そのため、TS×El値が9860MPa・%となり、延性に劣っていた。供試材No.46は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱時間が4秒間と短すぎたため、残留オーステナイトの面積率が0%となった。そのため、TS×El値が9450MPa・%となり、延性に劣っていた。供試材No.47は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱時間が1010秒間と長すぎたため、フェライト面積率26%と大きくなった。そのため、引張強度が775MPaとなり、780MPa以上の引張強度を確保できなかった。供試材No.48は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱処理後の冷却の平均冷却速度が80°C/秒と速すぎたため、フェライト面積率が0%となった。そのため、TS×El値が9870MPa・%となり、延性に劣っていた。供試材No.49は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱処理後の冷却の平均冷却速度が1°C/秒と遅すぎたため、フェライト面積率が23%と大きくなった。そのため、引張強度が770MPaとなり、780MPa以上の引張強度を確保できなかった。供試材No.50は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱処理後の冷却の冷却停止温度が590°Cと高すぎたため、ベイナイト面積率が50%、マルテンサイト面積率0%、フェライト面積率47%と、鋼組織が不適切となった。そのため、引張強度が720MPaとなり、780MPa以上の引張強度を確保できなかった。供試材No.51は、連続溶融亜鉛めっき工程における均熱処理後の冷却の冷却停止温度が280°Cと低すぎたため、ベイナイトの面積率が58%と不足した。そのため、TS×HER値が22020MPa・%となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。供試材No.52は、連続溶融亜鉛めっき工程における冷却後の保持時間が1秒と短すぎたため、残留オーステナイトの面積率が0%となった。そのため、TS×El値が9830MPa・%となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。供試材No.53は、合金化処理温度が720°Cと高すぎたため、残留オーステナイトの面積率が0%となった。そのため、TS×El値が9760MPa・%となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。供試材No.54は、合金化処理時間が130秒と長すぎたため、残留オーステナイトの面積率が0%となった。そのため、TS×El値が9450MPa・%となり、伸びフランジ加工性に劣っていた。※以下のタグをホームページ中に張り付けると便利です。収集に関しては慎重に行っておりますが、もし掲載内容に関し異議がございましたらお問い合わせください、速やかに情報を削除させていただきます。