(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０００５〜０．００５  ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：１．５  ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：２．５  ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．１  ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、
Ｎ：０．００５  ｍａｓｓ％以下
を含み、かつ
Ｔｉ：０．０１０  〜０．１００  ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００１  〜０．１００  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、ランクフォード値（ｒ値）が２以上で、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を有することを特徴とする加工性に優れた冷延鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の冷延鋼板の表面に、溶融めっき層を有することを特徴とする加工性に優れた溶融めっき鋼板。
【請求項３】
Ｃ：０．０００５〜０．００５  ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：１．５  ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：２．５  ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．１  ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、
Ｎ：０．００５  ｍａｓｓ％以下
を含み、かつ
Ｔｉ：０．０１０  〜０．１００  ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００１  〜０．１００  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上、９５０  ℃以下の条件で熱間粗圧延したのち、圧延終了温度：５００  ℃以上、Ａｒ３変態点以下、圧下率：８０％以上の条件で潤滑圧延による熱間仕上圧延を施し、ついでかかる熱間仕上圧延後、黒皮スケールを付着させたまま実質的に還元が起きない雰囲気中にて  ６５０〜９５０  ℃の温度範囲で熱処理を施して、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形成したのち、酸洗により黒皮スケールを除去してから、圧下率：５０〜９５％の冷間圧延、ついで再結晶温度以上、９５０  ℃以下の温度での再結晶焼鈍を施すことを特徴とする加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項３に記載の製造方法により得られた冷延鋼板に、さらに溶融めっき処理を施すことを特徴とする加工性に優れた溶融めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、比較的厳しい加工が施される自動車用部材としての用途に供して好適な、加工性に優れた冷延鋼板、溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法に関し、特に高張力、高強度冷延鋼板について、その加工性の改善はもとより、化成処理性および溶融めっき性の有利な改善を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近、自動車用部材については、車体重量の軽減および信頼性・安全性の向上の観点から、その高強度化が指向されている。また、同時に、成形性の向上も要求されている。
【０００３】
例えば、特開昭５９−１９３２２１号公報には、極低炭素鋼をベースとしてさらにＳｉとＭｎを含有させた冷延鋼板が提案されている。
しかしながら、この鋼板では、ＳｉやＭｎを多量に含有することに由来する別の問題、すなわちＳｉやＭｎの表面濃化に起因した化成処理性の劣化（冷延鋼板に塗装下地処理として施されるりん酸亜鉛などの化成皮膜が形成されない）や溶融めっき性の劣化（めっきされない部分の発生すなわち不めっきの発生）という問題が生じるため、自動車用鋼板としては実使用に耐え得なかった。
また、特に強化成分としてＰを多量に含有させた鋼板においては、耐２次加工脆性が劣化するという問題があった。
【０００４】
また、特開平５−３３９６４３号公報には、熱間仕上げ温度が  ５００℃以上、Ａｒ３変態点以下のα域潤滑圧延を施すことによって深絞り性を改善した高強度冷延鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板が提案されている。
これによって、確かに、優れた深絞り性が得られるようになったけれども、溶融亜鉛めっきにおいては溶融めっき性の劣化が避け難かった。
【０００５】
上記の問題の解決策として、高酸素分圧下で鋼板を強制的に酸化した後、還元し、溶融めっきする方法（特開昭５５−１２２８６５号公報）や、溶融めっきを施す前にプレめっきを行う方法（特開昭５８−１０４１６３号公報）等が提案されたが、これらの方法では、熱処理時の表面酸化物の制御が十分でないため、鋼成分およびめっき条件によっては必ずしも安定した溶融めっき性が得られず、また余分なプロセスが付加されるために製造コストが上昇するという問題もあった。
【０００６】
また、特開平９−３１０１６３号公報には、上記した溶融めっき性の劣化を改善するものとして、熱間圧延後、高温巻取り・低速冷却を行うことによって、鋼板の地鉄表層の結晶粒界や結晶粒内に酸化物を形成する、すなわち内部酸化層を形成する方法が提案されている。
この内部酸化層を形成する方法は、従来懸念された、溶融めっき前の再結晶焼鈍時におけるＳｉ，Ｍｎ等の固溶強化元素の表面濃化を効果的に抑制することができるので、不めっきの発生を防止する手段としては極めて有用である。
しかしながら、上記の方法では、熱延コイルの幅方向および長手方向において、コイル巻取り時の保持温度および冷却速度を一定にすることができないため、コイル幅方向および長手方向に均一な内部酸化層を形成することが難しく、その結果、必ずしも優れた溶融めっき性や化成処理性が安定して得られるとは限らないところに問題を残していた。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、高強度で加工性に優れるのはいうまでもなく、鋼板の地鉄表層部に十分な内部酸化層を確保して、優れた溶融めっき性および化成処理性を具備させた、加工性に優れた冷延鋼板および溶融めっき鋼板を、それらの有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
なお、本発明における化成処理性とは、冷延鋼板をそのまま自動車用部材として使用する場合における、りん酸亜鉛などの化成皮膜の形成能を意味する。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、化成処理性および溶融めっき性の改善について鋭意検討を重ねた結果、必要な内部酸化層を安定して形成するためには、熱間圧延後、黒皮スケールを付着させたまま、実質的に還元を起こさない雰囲気中で熱処理を施すことが極めて有効であることの知見を得た。
【０００９】
そこで、次に発明者らは、上記した化成処理性および溶融めっき性の改善技術について、出願人会社が先に開発した高強度高加工性冷延鋼板（特開平５−３３９６４３号公報）に対し、その適用を試みたところ、成分組成範囲および製造条件を適切に調整することによって、強度特性および加工性に優れるのはいうまでもなく、化成処理性および溶融めっき性に優れた冷延鋼板および溶融めっき鋼板が安定して得られることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
なお、本発明において目標とする機械的特性は、ｒ値が２以上、引張り強度が３４０  ＭＰａ  以上である。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：０．０００５〜０．００５  ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：１．５  ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：２．５  ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．１  ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、
Ｎ：０．００５  ｍａｓｓ％以下
を含み、かつ
Ｔｉ：０．０１０  〜０．１００  ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００１  〜０．１００  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、ランクフォード値（ｒ値）が２以上で、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を有することを特徴とする加工性に優れた冷延鋼板。
【００１１】
２．上記１に記載の冷延鋼板の表面に、溶融めっき層を有することを特徴とする加工性に優れた溶融めっき鋼板。
【００１２】
３．Ｃ：０．０００５〜０．００５  ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：１．５  ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：２．５  ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．１  ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、
Ｎ：０．００５  ｍａｓｓ％以下
を含み、かつ
Ｔｉ：０．０１０  〜０．１００  ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００１  〜０．１００  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上、９５０  ℃以下の条件で熱間粗圧延したのち、圧延終了温度：５００  ℃以上、Ａｒ３変態点以下、圧下率：８０％以上の条件で潤滑圧延による熱間仕上圧延を施し、ついでかかる熱間仕上圧延後、黒皮スケールを付着させたまま実質的に還元が起きない雰囲気中にて  ６５０〜９５０  ℃の温度範囲で熱処理を施して、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形成したのち、酸洗により黒皮スケールを除去してから、圧下率：５０〜９５％の冷間圧延、ついで再結晶温度以上、９５０  ℃以下の温度での再結晶焼鈍を施すことを特徴とする加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
４．上記３に記載の製造方法により得られた冷延鋼板に、さらに溶融めっき処理を施すことを特徴とする加工性に優れた溶融めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
図１に、黒皮スケールを予め酸洗により除去したいわゆる白皮熱延板（同図（ａ）  ）と黒皮スケールが付着したままのいわゆる黒皮熱延板（同図（ｂ），  （ｃ））について、熱延板熱処理後の断面を光学顕微鏡で観察した結果を比較して示す。
なお、素材としては、０．００２ｍａｓｓ％Ｃ−０．５ｍａｓｓ％Ｓｉ−１．５ｍａｓｓ％Ｍｎ−  ０．１０ｍａｓｓ％Ｐ−  ０．０５ｍａｓｓ％Ｔｉ−  ２３ｍａｓｓｐｐｍＢ鋼を用い、また熱延板熱処理条件は  ７５０℃，  ５ｈとした。
【００１５】
同図に示したとおり、黒皮スケールがついたまま熱延板熱処理を行った場合（同図（ｂ），  （ｃ））にはいずれも、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層の形成が認められた。
なお、熱処理雰囲気が、１００ｖｏｌ％Ｎ２の場合（実質的に還元を起こさない雰囲気：同図（ｂ）  ）には、黒皮スケール表面に還元鉄の形成はほとんど認められなかったのに対し、５ｖｏｌ％Ｈ２−Ｎ２の場合（若干還元を起こす雰囲気：同図（ｃ）  ）の場合には、黒皮スケールの一部表面に還元鉄の形成が観察された。
一方、白皮熱延板の場合には、内部酸化層の形成は全く観察されなかった。
なお、黒皮熱延板を１００ｖｏｌ％Ｈ２雰囲気（強い還元性雰囲気）で熱処理した場合についても調査したが、この場合には黒皮スケール自体の還元が進むだけで、内部酸化層の形成はほとんど生じなかった。
【００１６】
このように、熱延板における内部酸化層の形成には、熱延板熱処理時における雰囲気の影響が大きいことが明らかとなった。
図２に、内部酸化層の形成に及ぼす黒皮熱延板熱処理雰囲気の影響を模式的に示す。
図２（ａ）  に示すように、非還元性（実質的に還元を起こさない）雰囲気（例えば１００ｖｏｌ％Ｎ２雰囲気）で熱処理を行った場合には、黒皮スケール中の酸素が主に結晶粒界に沿って浸透し、  ＦｅＳｉＯ３やＭｎｘ  Ｆｅｙ  Ｏｚ  が形成される。すなわち、スケール中の酸素は、内部酸化層の形成のみに使用されると考えられる。
【００１７】
これに対し、図２（ｂ）  に示すように、還元性（実質的に還元を起こす）  雰囲気（例えば１００ｖｏｌ％Ｈ２や５ｖｏｌ％Ｈ２−Ｎ２雰囲気）の場合には、黒皮スケール中の酸素は、内部酸化層の形成だけでなく、黒皮スケールの還元（  ＦｅＯ＋Ｈ２→Ｆｅ＋Ｈ２Ｏ  ）にも使用されるので、内部酸化層の形成が不十分となり、また黒皮スケール層が還元されて還元鉄が形成される不利も生じる。
【００１８】
次に、図３に、１００ｖｏｌ％Ｎ２雰囲気中で黒皮スケールがついたまま熱延板熱処理（８００  ℃、１０ｈ）を行った鋼板、およびその後に冷間圧延、再結晶焼鈍（  ８８０℃、４０ｓ）を施した鋼板それぞれについて、地鉄表層部に形成された内部酸化層の状態を観察した結果を示す。
同図から明らかなように、黒皮スケールがついたまま熱延板熱処理を施して鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形成した場合は、その後に冷間圧延、さらには再結晶焼鈍が施された後でも地鉄表層部に均一に残存していることが判る。
【００１９】
次に、上記のようにして得た熱延板を、酸洗−冷間圧延後、レスカ製縦型溶融めっきシュミレーション装置を用いて、再結晶焼鈍→溶融亜鉛めっき→ソルトバスによる加熱合金化処理（  ４７０℃）を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
素材として使用した鋼は、０．００２ｍａｓｓ％Ｃ−０．５ｍａｓｓ％Ｓｉ−１．５ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．１０ｍａｓｓ％  Ｐ−  ０．０５ｍａｓｓ％Ｔｉ−  ２３ｍａｓｓｐｐｍＢ鋼であり、また熱延板熱処理条件は  ７５０℃，  ５ｈ、再結晶焼鈍条件は  ８５０℃，  ３０  ｓｅｃ、露点：−３０℃、５ｖｏｌ％Ｈ２−Ｎ２雰囲気とした。
図４に、熱延板熱処理後におけるＳｉ，  Ｍｎの表面濃化状況を、また図５には、溶融めっき時における不めっきの発生状況について調べて結果を示す。
なお、Ｓｉ，  Ｍｎの表面濃化量は、ＧＤＳ（グロー放電発光分光）により極表面の分析を行い、Ｓｉ，  Ｍｎの１０秒間積算強度として比較した。また、不めっきの評価は、画像処理により不めっき部の面積を求め比較した。
図４，５から明らかなように、Ｓｉ，  Ｍｎの表面濃化は、黒皮スケールがついたままで、かつ熱延板熱処理雰囲気が実質的に非還元性である場合に最も少なく、またこの場合には不めっきの発生も全くないことが確認された。
【００２０】
また、図６および図７には、黒皮付熱延板および白皮熱延板について、合金化後の外観およびパウダリング性について調べた結果を示す。
なお、合金化後の外観は、○：焼けムラなし（均一）  △：焼けムラあり、×：合金化せずで評価した。
同図に示したとおり、黒皮付熱延板の場合は合金化の遅延が解消されており、白皮熱延板に比べて優れた外観が得られた。また、Ｆｅ含有率が１０ｗｔ％程度でも良好なパウダリング性を示した（良好；３０００ｃｐｓ  以下）。
【００２１】
そこで、本発明では、十分な内部酸化層を安定して形成し、ひいては優れた化成処理性、溶融めっき性および合金化溶融めっき性を得るために、熱延板熱処理を、黒皮スケールがついたまま、実質的に非還元性雰囲気中で行うことにしたのである。
【００２２】
次に、本発明において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０００５〜０．００５  ｍａｓｓ％
Ｃ量は、伸び向上の観点からは低減させることが望ましいが、  ０．０００５ｍａｓｓ％を下回ると耐２次加工脆性の劣化や溶接部（溶接熱影響部）の強度低下をもたらし、また工業的にも０．０００５ｍａｓｓ％未満まで低減するのはコスト的に見合わない。一方、Ｃ量が  ０．００５ｍａｓｓ％を超えると、等量のＴｉ，Ｎｂ  を含有させても顕著な材質（特に延性）改善効果が得られないし，また製鋼行程、熱延その他の製造工程において不都合を生じるおそれがある。従って、Ｃ含有量は０．０００５〜０．００５  ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００２３】
Ｓｉ：１．５  ｍａｓｓ％以下
Ｓｉ量は、基本的には目標とする引張り強度レベルに応じて調節すればよいが，  １．５  ｍａｓｓ％を超えて含有させた場合には、  熱延母板が顕著に硬化するため、冷延性が劣化することに加えて、  化成処理性、  溶融めっき性が劣化し、また合金化処理の際に合金化が遅延し、  めっき密着性が劣化するという問題も生じる。さらに、種々の内部欠陥も増加する傾向にあるので好ましくない。
また、本発明に従い、非還元性雰囲気下での黒皮付熱延板熱処理によって内部酸化層を形成させても、Ｓｉ含有量が  １．５ｍａｓｓ％を超えると化成処理性および溶融めっき性の劣化が避けられない。
従って、  Ｓｉ含有量の上限は  １．５ｍａｓｓ％とした。
【００２４】
Ｍｎ：２．５  ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、単独にて含有させた場合には、冷延焼鈍後の機械的特性、特にｒ値を劣化させるけれども、他成分を併用し、しかも  ２．５ｍａｓｓ％以下で含有させた場合には、材質の顕著な劣化を伴うことなしに強度の上昇を図ることができる。また、Ｍｎ量が  ２．５ｍａｓｓ％を超えると、その後に本発明に従って内部酸化層を形成したとしても、溶融めっき時における不めっきの発生や化成処理性の劣化を完全に防止できなくなる。従って、Ｍｎ含有量は  ２．５ｍａｓｓ％以下に限定した。
【００２５】
Ａｌ：０．１  ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、鋼の清浄化に有効であり、介在物の除去が十分であれば、実質的にＡｌ無含有であっても特性の劣化はないものと推定される。しかしながら、０．１  ｍａｓｓ％を超えて含有させた場合には表面性状の劣化を招くため、Ａｌ含有量は  ０．１ｍａｓｓ％に限定した。
【００２６】
Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下
Ｐを含有させることにより、強度を増加させながら、加工性を向上させることができる。この効果は、０．０４ｍａｓｓ％以上で顕著である。しかしながら、０．１０ｍａｓｓ％を超えた場合には、凝固時の偏析が著しくなる結果、加工性の劣化を招き、さらには耐２次加工脆性も大幅に劣化して、実質上、使用に耐え得なくなる。また、Ｐの多量添加は、溶融めっき後の合金化速度を遅延させるため、めっき密着性が劣化して加工時のめっき剥離（パウダリング）の問題が生じる不利もある。
従って、Ｐ含有量の上限は０．１０ｍａｓｓ％とした。
【００２７】
Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％
Ｓ量を低減すると、鋼中の析出物が減少して加工性が向上し、またＣを固定する有効Ｔｉ量が増加する点でも有利である。さらにＳは、合金化遅延の面からもできるだけ低減することが望ましい。このような観点から、Ｓ含有量は０．０２ｍａｓｓ％以下に限定した。
【００２８】
Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｎ量は、少なければ少ないほど、材質（特に延性）の向上が期待でき、とくに０．００５  ｍａｓｓ％以下でほぼ満足できる効果が得られる。そこで、Ｎ含有量は  ０．００５ｍａｓｓ％以下に制限した。
【００２９】
Ｔｉ：０．０１０  〜０．１００  ｍａｓｓ％
Ｔｉは、炭窒化物形成元素であり、仕上熱延前、冷延前における鋼中の固溶Ｃ，Ｎを低減して、仕上熱延や冷延後の焼鈍時に｛１１１｝方位を優先的に形成する作用があるので、加工性（  深絞り性）  を改善するために添加される。  しかしながら、添加量が  ０．０１０ｍａｓｓ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方  ０．１００ｍａｓｓ％を超えて添加しても上記の効果は飽和に達し、むしろ表面品質の低下につながるので、  Ｔｉ含有量は  ０．０１０〜０．１００  ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００３０】
Ｎｂ：０．００１  〜０．１００  ｍａｓｓ％
Ｎｂも炭窒化物形成元素であり、  Ｔｉと同様、仕上熱延前、冷延前における鋼中の固溶Ｃ，  Ｎを低減させるだけでなく、仕上げ熱延前の組織を微細にして、仕上熱延、焼鈍時に｛１１１｝方位を優先的に形成させる作用がある。また、固溶Ｎｂには、仕上げ熱延時のひずみを蓄積して、集合組織の発達を促進する効果もある。しかしながら、含有量が  ０．００１ｍａｓｓ％未満では上記の効果に乏しく、一方  ０．１００ｍａｓｓ％を超えて添加してもそれ以上の効果は望めず、むしろ再結晶温度の上昇を招くので、Ｎｂ含有量は  ０．００１〜０．１００  ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
なお、本発明において、ＴｉおよびＮｂは、少なくともいずれか一種を含有させれば良い。
【００３１】
以上、必須成分について説明したが、本発明ではさらに以下の元素を含有させることもできる。
Ｂ：０．００５  ｍａｓｓ％以下
Ｂは、耐２次加工脆性の改善に有効に寄与するが、その効果は  ０．００５ｍａｓｓ％超で飽和し、焼鈍条件によってはかえって加工性の劣化を招くおそれがある。また、熱延母板も顕著に硬化する。従って、Ｂ含有量は  ０．００５ｍａｓｓ％を上限とした。なお、下限については特に限定されず、望むべき耐２次加工脆性の改善程度に応じて必要量を含有すればよいが、０．００１５ｍａｓｓ％以上を含有させることが望ましい。
【００３２】
Ｍｏ：０．０１〜１．５  ｍａｓｓ％
Ｍｏは、  溶融めっき性をほとんど阻害することなしに鋼を強化する作用があるので、所望の強度に応じて適宜含有させることができる。しかしながら、含有量が０．０１ｍａｓｓ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方  １．５ｍａｓｓ％を超えると加工性に悪影響を与える傾向にあり、また経済上も好ましくないので、Ｍｏは０．０１〜１．５  ｍａｓｓ％の範囲で含有させるものとした。
【００３３】
Ｃｕ：０．１  〜１．５  ｍａｓｓ％
Ｃｕは、  鋼を強化する作用があり、  またＣｕの添加によって化成処理性や溶融めっき性はほとんど阻害されないので、所望の強度に応じて含有させることができる。しかしながら、含有量が  ０．１ｍａｓｓ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方  １．５ｍａｓｓ％を超えると加工性に悪影響を与えるので、Ｃｕ含有量は  ０．１〜１．５  ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００３４】
Ｎｉ：０．１  〜１．５  ｍａｓｓ％
Ｎｉは、鋼を強化する作用があるだけでなく、Ｃｕ含有時の鋼板表面状の改善に有効に寄与する。また、Ｎｉの添加による化成処理性や溶融めっき性の阻害がほとんどないので、所望の強度に応じて適宜含有させることができる。しかしながら、含有量が  ０．１ｍａｓｓ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方  １．５ｍａｓｓ％を超えると加工性に悪影響を与えるので、Ｎｉ含有量は  ０．１〜１．５  ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
その他、必要に応じて、または不可避的にＣｒ，  Ｓｂ，  Ｖ，  ＲＥＭ  およびＺｒ等を  ０．１ｍａｓｓ％以下の範囲で含有させることもできる。
【００３５】
次に、本発明の製造工程について説明する。
まず、鋼片の製造方法としては、連続鋳造法が有利に適合するが、造塊−分塊法であってもかまわないのは言うまでもない。
【００３６】
冷延板のｒ値の平均を高くするためには、熱延、焼鈍後の集合組織で｛１１１｝方位が発達していることが好ましい。そのためには、熱延時、仕上熱延前の組織を微細かつ均一にして、引き続く仕上熱延時に多量のひずみを鋼板に均一に蓄積して、焼鈍時に｛１１１｝方位を優先的に形成させる必要がある。
仕上熱延前の組織を微細かつ均一にするためには、粗熱延をＡｒ３変態点直上で終了し、  仕上熱延直前にγα変態を生じさせることが好ましい。  従って、粗熱延の終了温度はＡｒ３変態点以上とする必要がある。しかしながら、粗熱延の終了温度が  ９５０℃を超えると、  γα変態の生じるＡｒ３変態点まで冷却される過程で回復や粒成長が生じて仕上熱延前の組織が粗大で不均一なものとなる。  従って、粗熱延の終了温度はＡｒ３変態点以上、  ９５０℃以下の範囲に限定した。
なお、粗熱延の圧下率は、  組織微細化のためには５０％以上とすることが望ましい。
【００３７】
次に、  仕上熱延時に多量のひずみを蓄積するためには、仕上熱延をＡｒ３変態点以下の温度でかつ８０％以上の圧下率で行うことが好ましい。というのは、仕上熱延をＡｒ３変態点を上回る温度で行うと、熱延中にγα変態が生じてひずみが開放されたり、圧延集合組織がランダムになって、引き続く焼鈍時に｛１１１｝方位が優先的に形成されないからである。
また、仕上熱延温度を  ５００℃以下にすることは、圧延荷重が著しく増大するために現実的でない。
さらに、仕上熱延時の合計の圧下率が８０％未満では、熱延、焼鈍後に｛１１１｝方位の集合組織が発達しない。
そこで、本発明では、熱間仕上圧延を、圧延終了温度：５００  ℃以上、Ａｒ３変態点以下、圧下率：８０％以上の条件で行うものとした。
【００３８】
さらに、仕上熱延時に多量のひずみを均一に蓄積するために、仕上熱延を潤滑圧延とする必要がある。というのは、潤滑圧延を行わないと、ロールと鋼板表面の摩擦力により、鋼板の表層部に付加的せん断力が働き、熱延、焼鈍後に｛１１１｝方位でない集合組織が発達し、冷延板のｒ値の平均が低下する傾向にあるからである。
【００３９】
さて、上記のようにして得た熱延鋼板は、通常、酸洗で黒皮スケールを除去したのち、冷間圧延工程に供せられるわけであるが、本発明では、上記の熱間圧延後、黒皮スケールが付着したままの熱延鋼板を、実質的に還元が起きない雰囲気中で熱処理して、鋼板の地鉄表層部に積極的に内部酸化層を形成させ、もって安定した溶融めっき性および化成処理性の向上を図るのである。
ここに、優れた溶融めっき性や化成処理性を安定して得るためには、内部酸化層の厚みを５〜４０μｍ  程度にすると共に、表層における内部酸化層の密度を面積率で１〜２０％程度とすることが望ましい。
なお、この値は、ノーエッチングの断面観察（１０００倍）時に黒く見える部分の面積率として容易に判断することができる。
さらに、この内部酸化層を形成するための熱処理により、再結晶焼鈍を同時に行うことができる。
【００４０】
上記の熱延板熱処理工程において、熱処理温度は  ６５０〜９５０  ℃とする必要がある。というのは、熱延板熱処理温度が  ９５０℃を超えると、結晶粒径が粗大化して、続く冷延時に表面が荒れたり、また冷延の歪みが不均一になってｒ値の低下を招くからであり、また熱延板熱処理温度が  ６５０℃に満たないと十分な内部酸化層を形成させることができないからである。
なお、熱処理時間については特に限定されることはないが、５〜４０時間程度とするのが好ましい。
【００４１】
また、この発明において、実質的に還元を起こさない雰囲気としては、１００ｖｏｌ％Ｎ２雰囲気およびＨ２含有量が５ｖｏｌ％未満のＨ２−Ｎ２混合雰囲気が有利に適合する。この点、Ｈ２含有量が５ｖｏｌ％以上になると、黒皮スケール表面にも還元鉄が生成し、冷延前の酸洗工程での残存スケールの除去が阻害されるので好ましくない。また、大気中などの酸化性雰囲気では、内部酸化と共に鉄の酸化が進行し、内部酸化層の厚みが不十分となるため好ましくない。しかしながら、１００ｖｏｌ％Ｎ２雰囲気またはＨ２量が５ｖｏｌ％未満のＨ２−Ｎ２混合雰囲気におけるＯ２量が１ｖｏｌ％以下であれば、鉄の酸化は問題とならないほどの少量であるので、この程度であれば含有していても良い。逆に、酸素を完全に排除することは経済的に不利でもある。
【００４２】
ついで、酸洗により黒皮スケールを除去したのち、冷延圧延を施す。
この冷延は、集合組織を発達させて、本発明で所期した高い平均ｒ値を得るために行うものであり、この際冷延庄下率を５０〜９５％とすることが不可欠である。というのは、冷延庄下率が５０％未満であったり、９５％を超えると良好な特性が得られないからである。
【００４３】
上記のようにして冷延工程を経た冷延鋼帯は、再結晶焼鈍を施す必要がある。この再結晶焼鈍は、箱型焼鈍でも連続焼鈍でもいずれでも良いが、加熱温度は再結晶温度（約６００  ℃）以上、９５０  ℃以下の範囲にする必要がある。
さらに、本発明では、後述する溶融めっき処理後、形状矯正、表面粗度等の調整のために、１０％以下の調質圧延を加えることもできる。
【００４４】
上記のようにして得た冷延鋼板に溶融めっきを施す場合には、従来から公知の方法に従って実施すれば良い。
例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合には、再結晶焼鈍した鋼板を、浴温が  ４６０〜４９０  ℃程度の溶融亜鉛浴に浸漬して溶融めっきを行う。その際、浴に浸入させる時の板温は  ４６０〜５００  ℃程度が好適である。また、溶融亜鉛浴中のＡｌ量は０．１３〜０．５  ｗｔ％程度とするのが好ましい。
このようにして溶融亜鉛浴に浸漬された鋼板は、浴から引き上げられたのち、ガスワイピング処理などによってめっき付着量を調整され、溶融亜鉛めっき鋼板となる。
さらに、このような溶融亜鉛めっき鋼板は、その後に合金化処理を施すことによって合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることもできる。
【００４５】
なお、その他の溶融めっき処理としては、溶融アルミニウムめっき、溶融亜鉛−アルミニウムめっき等があり、これらについても従来公知の方法に従って溶融めっき処理を施せば良い。
また、溶融めっきの付着量については、片面当たり２０〜１００  ｇ／ｍ２程度とするのが好ましい。
【００４６】
【実施例】
表１に示す種々の成分組成なる鋼スラブを、表２，３に示す条件で処理し、板厚：０．７ｍｍ  の冷延焼鈍板とした。
かくして得られた冷延焼鈍板の機械的特性（引張り強度、伸び、ｒ値、脆性特性）、内部酸化層の状態、化成処理性、溶融亜鉛めっきにおける溶融めっき性およびめっき密着性、ならびに合金化溶融亜鉛めっきにおける合金化速度および合金化後外観について調べて結果を、表４，５に示す。
なお、一部については、上記の再結晶焼鈍後、溶融アルミニウムめっき処理および溶融亜鉛−アルミニウムめっき処理を行い、その時の溶融めっき性およびめっき密着性について調査した。
【００４７】
各特性の評価方法は次のとおりである。
＜機械的特性＞
引張り特性は、ＪＩＳ  ５号引張り試験片を用いて評価した。
また、  ｒ値は、１５％引張り予歪みを与えた後、３点法にて測定し、  Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向から４５度方向）、及びＣ方向（圧延方向から９０度方向）の平均値を
【数１】
0003555483.tif 000002
の式から求めた。
さらに、耐２次加工脆性については、絞り比：２．０  で絞り抜いたコニカルカップをフランジカットした後、種々の温度にて５ｋｇの重りを８０ｃｍの高さから落として衝撃荷重を加え、脆性的な割れを生じる上限温度で評価した。この温度が、約−４５℃以下であれば、通常の使用環境で問題のないレベルと判断できる。
【００４８】
＜化成処理性＞
冷延鋼板に、表６に示す脱脂→水洗→表面調整→化成からなる化成処理を施して、りん酸亜鉛皮膜を形成させ、以下の基準に従い評価した。
○：全面均一にりん酸亜鉛皮膜が形成された
×：一部りん酸亜鉛皮膜が形成されない部分が発生
【００４９】
＜溶融めっき性＞
・溶融めっき条件
浴温：４７０  ℃
浸入板温：４７０  ℃
Ａｌ含有率：０．１５ｗｔ％
めっき付着量：６０ｇ／ｍ２（片面）
めっき時間：１ｓｅｃ
・溶融めっき性の評価
溶融亜鉛めっき後の外観を画像処理して、不めっき面積率を求め、以下の基準に従い評価した。
５：不めっき面積率０％
４：不めっき面積率０〜０．１  ％
３：不めっき面積率  ０．１〜０．３  ％
２：不めっき面積率  ０  ３〜０．５  ％
１：不めっき面積率  ０．５％以上
【００５０】
＜めっき密着性＞
デュポン衝撃試験（直径１／４  インチ、重量１ｋｇの重りを５０ｃｍの高さから鋼板上に落下）により、めっき密着性を評価した。判定基準は次のとおりである。
○：めっき剥離なし
×：めっき剥離有り
【００５１】
＜合金化速度＞
・合金化条件
昇温速度：２０℃／ｓ
降温速度：１５℃／ｓ
合金化温度：４９０  ℃
合金化時間：２０秒
上記条件下で処理した合金化材の表面に亜鉛η相が残存しているか否かで合金化速度を評価した。
○：亜鉛η相なし
×：亜鉛η相あり
【００５２】
＜合金化後の外観＞
ソルトバスを用いて、１０×２０ｃｍの溶融めっき板を  ４９０℃，  ３０秒で合金化を行い合金化ムラがあるかについて合金化後のめっき外観を観察して評価した。
○：焼けムラなし（均一）
×：焼けムラあり
【００５３】
【表１】
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【００５４】
【表２】
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【００５５】
【表３】
0003555483.tif 000005
【００５６】
【表４】
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【００５７】
【表５】
0003555483.tif 000007
【００５８】
【表６】
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【００５９】
表４，５から明らかなように、この発明に従い得られた鋼板はいずれも、機械的特性に優れるだけでなく、地鉄表層部に十分な量の内部酸化層を有し、その結果、優れた化成処理性、溶融めっき性および合金化溶融めっき性が併せて得られている。
【００６０】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、高張力高強度鋼について、優れた加工性だけでなく、優れた化成処理性および溶融めっき性を併せて付与することができ、自動車用部材として極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】白皮熱延板（同図（ａ）  ）および黒皮熱延板（同図（ｂ），  （ｃ））の熱延板熱処理後の断面を示す光学顕微鏡組織写真である。
【図２】内部酸化層の形成に及ぼす黒皮熱延板熱処理雰囲気の影響を示した図である。
【図３】熱延板熱処理後の内部酸化層（同図（ａ）  ）およびその後に冷間圧延−再結晶焼鈍を行った後の内部酸化層（同図（ｂ）  ）の状態を比較して示す光学顕微鏡組織写真である。
【図４】熱延板熱処理後におけるＳｉ，  Ｍｎの表面濃化状況を示した図である。
【図５】溶融めっき時の不めっきの発生状況を示した図である。
【図６】黒皮熱延板および白皮熱延板の合金化後の外観を比較して示した図である。
【図７】黒皮熱延板および白皮熱延板の合金化後のパウダリング性を比較して示した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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