(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
素地鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成されたプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記素地鋼板は、
Ｃ  ：０．２０〜０．２４％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：１．２０〜１．５％、
Ｐ  ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．００２％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．２１〜０．５％、
Ｔｉ：０．０２〜０．０５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％および
Ｂ  ：０．００１〜０．００５％を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
平均アスペクト比が４．０以下の等軸状フェライトと、平均最大粒径が２０μｍ以下であるセメンタイトおよび／またはパーライトから構成される組織であることを特徴とする冷間加工性、金型焼入れ性および表面性状に優れたプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載のプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記化学成分組成を有する鋼スラブを、１１５０〜１３００℃に加熱した後、仕上げ温度が８５０〜９５０℃となるように熱間圧延を行い、５５０〜７００℃の温度範囲で巻取り、その後圧下率：３０〜７０％で冷間圧延を施し、焼鈍最高温度：７００〜８００℃、７００〜８００℃での保持時間：１０秒以上、６００秒以下で、且つ下記（１）式を満足する条件で焼鈍を行い、更に５００℃以下まで冷却して溶融亜鉛めっきを行うことを特徴とする冷間加工性、金型焼入れ性および表面性状に優れたプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
１５０００≦［（Ｔ／１００）3.5］×ｔ≦１０００００  ・・・（１）
但し、Ｔ：焼鈍最高温度（℃）、ｔ：７００〜８００℃での保持時間（秒）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品の構造部材に使用されるような強度および耐食性が必要とされるプレス成形品に使用される溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、特に冷間加工性、金型焼入性および表面性状に優れたプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
地球環境問題に端を発する自動車の燃費向上対策の一つとして、車体の軽量化が進められており、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化しつつ製品化することが必要となる。こうした高強度部品を製造する技術として、鋼板（ブランク）をオーステナイト領域に加熱した後、プレス成形金型で成型しつつ急冷することにより、高強度部品を得る技術の採用が拡大している。この技術には、大きく分類して、（１）ブランクをオーステナイト領域に加熱した後、熱間で金型成形し、そのまま型内で急冷するダイレクト工法と、（２）ブランクを加熱せずに冷間成形し、得られた成形品を加熱してから、金型で急冷するインダイレクト工法がある。
【０００３】
上記ダイレクト工法では、９００℃以上のオーステナイト領域に加熱したブランクを、一度のプレス成形で最終形状にする必要があるため、部品形状は制約を受ける。また、寸法精度の必要な位置決め用の穴を設けるためには、成形後に穴あけを施す必要があるが、焼入れ後の高強度の状態での穴あけ加工が必要となるため、せん断加工よりも高コストとなるレーザー切断等の工法が適用されることになる。
【０００４】
一方、インダイレクト工法では、冷間加工と金型焼入れを夫々実施する必要があるため、金型数は増加するが、冷間加工性に優れる鋼板を適用することで、ダイレクト工法よりも複雑な部品形状を確保できるという利点がある。
【０００５】
上記インダイレクト工法では、部品耐食性や部品加熱中の鋼板の酸化スケール生成防止の観点から、プレス成形用鋼板としては溶融亜鉛めっき鋼板が適用されている。インダイレクト工法に適用される溶融亜鉛めっき鋼板は、複雑形状の部品に適用されることが多く、伸びが大きく、伸びフランジ成形性が良好であることが要求される。またプレス成形時には、めっき層の剥離やパウダリングといった問題がないこと、また不めっき等の表面欠陥がないことも必要となる。
【０００６】
こうした技術として、例えば特許文献１〜３には、亜鉛めっき鋼板を用い、焼入れ後に高強度を確保するための部品の製造方法が開示されている。これらの技術では、用いる鋼板の化学成分組成として、部品強度を確保するために各種の合金元素（例えば、Ｓｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｂ等）が添加されている。しかしながら、これらの添加元素は、連続溶融亜鉛めっきラインにおける溶融亜鉛ポット浸漬前の原板表面（鋼板表面）に酸化物を形成し、鋼板表面に不めっきを発生させることがある。
【０００７】
その対策として、鋼板表面を一度酸化させて鉄系の酸化物を生成してから還元する酸化−還元法を行ない、その後、めっき処理する技術が適用される。しかしながら、こうした技術を実施するためには、専用の設備で酸化条件や還元条件を厳密に制御し、管理する必要がある。これらの管理が適切でなければ、酸化−還元法を適用しても、めっき前の原板表層に上記合金元素の酸化物が部分的に残留し、不めっきの発生の原因となる。また、部品成形後の加熱時に亜鉛めっきと地鉄は反応し合金化が進行するが、地鉄表層に酸化物が残留していると合金化速度がばらつく原因となる。
【０００８】
上述した部品加熱時の合金化速度のばらつきは、表面放射率のばらつきを通じて、加熱温度ばらつきの原因となる。また加熱温度のばらつきは、表層の亜鉛酸化物の生成量のばらつきを引き起こし、亜鉛酸化物生成量のばらつきは、塗膜密着性や溶接性のばらつきを引き起こすことになる。
【０００９】
更に、水焼入れ（冷却速度：数１００℃／秒）や、冷却能を強化した特殊金型で焼入れる場合には、冷却速度が非常に高いため、高強度を得ることが可能であるが、インダイレクト工法のように部品形状が複雑になると、全体で十分な冷却速度が得られないこともあり、一定以上の合金添加が必要である。
【００１０】
冷間加工性の確保や溶融亜鉛めっき不良を防止するためには、合金元素はなるべく少ない方が有利であるが、複雑形状でも安定した金型焼入れ後の部品強度を確保するためには、一定の合金元素の添加が必要となり、これらを両立する技術が必要となっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特表２００７−５０５２１１号公報
【特許文献２】特表２００７−５００２８５号公報
【特許文献３】特開２００４−３２３９４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、優れた冷間加工性を有すると共に、酸化−還元法を適用するための専用設備が無く通常の還元法を行なっても不めっき等の欠陥がなく表面性状に優れており、且つ、金型に入れた後の平均冷却速度が低速冷却であっても金型焼入れ後に１３７０ＭＰａ以上の高い強度が確保できるような金型焼入れ性に優れるプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板、およびこのようなプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための有用な方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記目的を達成することのできた本発明のプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板とは、素地鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成されたプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記素地鋼板は、
Ｃ  ：０．２０〜０．２４％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：１．２０〜１．５％、
Ｐ  ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．００２％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．２１〜０．５％、
Ｔｉ：０．０２〜０．０５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％および
Ｂ  ：０．００１〜０．００５％を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
平均アスペクト比が４．０以下の等軸状フェライトと、平均最大粒径が２０μｍ以下であるセメンタイトおよび／またはパーライトから構成される組織である点に要旨を有するものである。
【００１４】
一方、本発明方法は、上記のような化学成分組成を有する鋼スラブを、１１５０〜１３００℃に加熱した後、仕上げ温度が８５０〜９５０℃となるように熱間圧延を行い、５５０〜７００℃の温度範囲で巻取り、その後圧下率：３０〜７０％となるように冷間圧延し、焼鈍最高温度：７００〜８００℃、７００〜８００℃での保持時間：１０秒以上、６００秒以下で、且つ下記（１）式を満足する条件で焼鈍を行い、更に５００℃以下まで冷却して溶融亜鉛めっきを行う点に要旨を有するものである。
１５０００≦［（Ｔ／１００）3.5］×ｔ≦１０００００              ・・・（１）
但し、Ｔ：焼鈍最高温度（℃）、ｔ：７００〜８００℃での保持時間（秒）
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、素地鋼板の化学成分組成を厳密に規定すると共に、素地鋼板の組織を、平均アスペクト比が４．０以下の等軸状フェライトと、平均最大粒径が２０μｍ以下であるセメンタイトおよび／またはパーライトから構成される組織とすることによって、優れた冷間加工性を有すると共に、表面性状に優れ、低速冷却であっても金型焼入れ後に１３７０ＭＰａ以上の高い強度が確保できる（すなわち、金型焼入れ性に優れた）プレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板が実現できた。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】試験Ｎｏ．１４の鋼板（発明例）におけるミクロ組織を示す図面代用光学顕微鏡写真である。
【図２】試験Ｎｏ．２０の鋼板（比較例）におけるミクロ組織を示す図面代用光学顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明者らは、例えば前述したインダイレクト工法に好適に用いられるプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板であって、冷間加工性（伸びおよび伸びフランジ性）、従来よりも低い冷却速度（例えば、金型に入れた後、おおむねＡｃ3点から２００℃までの温度範囲での平均冷却速度が２０〜１００℃／ｓ程度）での金型焼入れ性、および不めっき等の欠陥防止並びに部品熱処理後の耐食性ばらつき防止を全て兼ね備えた鋼板を実現すべく、様々な角度から検討した。その結果、（ｉ）素地鋼板の化学成分組成を狭い範囲で厳密に規定し、特にＳｉ含有量を０．１％以下と低いレベルに抑制することで、酸化−還元法の適用無しでも不めっきの発生を防止できること；更に（ｉｉ）組織を、等軸状フェライトと、微細セメンタイトや微細パーライト等から構成される組織とすることで、上記目的に適うプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板が実現できることを見出し、本発明を完成した。
【００１８】
本発明のプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板では、素地鋼板の化学成分組成および組織（金型への焼入れ前のミクロ組織）を適切に制御する必要がある。これらの要件の範囲設定理由は下記の通りである。
【００１９】
［Ｃ：０．２０〜０．２４％］
Ｃは、金型冷却後のプレス成形品（部品）の強度を確保する上で必要な元素である。そのためには、Ｃ含有量は０．２０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、溶接性および冷間加工性の低下を招くので、０．２４％以下とする必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２１％以上であり、好ましい上限は０．２３％以下である。
【００２０】
［Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）］
素地鋼板中のＳｉ含有量を０．１％以下に抑制することによって、酸化−還元法の適用無しでも（酸化−還元のための専用の設備が無く、通常の還元法でも）不めっきの発生がなくなる。即ち、Ｓｉ含有量が０．１％を超えると、還元焼鈍下でＳｉがめっき前の素地鋼板表面に酸化皮膜を形成し、酸化皮膜部分には、溶融亜鉛めっきが付着しないため、不めっきの原因となる。また不めっきを生成させない軽度の酸化物であっても、部品加熱時の炉内において進行する合金化反応のばらつきの原因となり、それによって表面放射率のばらつきとなり、しかも温度ばらつきの原因となることがある。このように焼入れ前の部品の加熱温度がばらつくと、部品強度のばらつきの原因となる。
【００２１】
更に、素地鋼板中のＳｉは、加熱時に溶融亜鉛めっき表層へ拡散し、最表層にＳｉ系の酸化物を生成する。そのままの状態で塗装性に影響がある場合には、ショットブラスト等での除去が必要になるが、その除去に時間がかかるため、部品の生産性が低下する原因となる。本発明のようにＳｉ含有量を０．１％以下に抑制した素地鋼板を用いることによって、良好な外観が確保でき、上記のような熱処理時の問題についても発生しないことになる。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｓｉ含有量の下限は特に限定されないが、例えば、０．０１％以上、特に０．０２％以上であってもよい。
【００２２】
［Ｍｎ：１．２０〜１．５％］
Ｍｎは、金型冷却時の部品強度の確保のため必要な元素である。本発明の素地鋼板では、こうした効果を発揮させるために、Ｍｎ含有量は１．２０％以上とすることが重要である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、組織がバンド状組織となり、等軸状フェライトの確保が難しくなる他、鋼板のＡｃ3変態点が低下し、溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍中に、オーステナイトが生成しやすくなる。オーステナイトが生成すると、その後の冷却過程において、ベイナイトやマルテンサイトが生成しやすくなり、冷間加工性が低下することになる。またＭｎは、Ｓｉに比べるとその影響は小さいが、不めっきを生成させることがある。こうした観点から、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２２％以上、特に１．２４％以上であり、好ましい上限は１．４０％以下、特に１．３０％以下である。
【００２３】
［Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）］
Ｐは、焼入れ後の部品における溶接性や低温脆性を悪化させる元素であるため、その含有量は０．０２％以下に抑制する必要がある。好ましくは、０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
【００２４】
［Ｓ：０．００２％以下（０％を含まない）］
Ｓは、ＭｎＳ等の介在物を生成し、冷間加工性、部品衝突時の変形において亀裂が発生しやすくなる他、溶接性を低下させるので、できるだけ少ない方が好ましい。こうした観点からＳ含有量は０．００２％以下に抑制する必要がある。好ましくは、０．００１５％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
【００２５】
［Ｃｒ：０．２１〜０．５％］
Ｃｒは、金型焼入れ→冷却時の部品強度を１３７０ＭＰａ以上に確保する上で必要な元素である。特に、Ｓｉ含有量を低減にした素地鋼板では、強度確保のためにＣｒは０．２１％以上含有させることが重要となる。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、溶融亜鉛めっきラインでのベイナイト、マルテンサイトの生成によって、冷間加工性が低下するので、０．５％以下とする必要がある。また、Ｓｉと比べると影響は小さいが、不めっきを発生させることもある。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２３％以上であり、好ましい上限は０．４０％以下、特に０．３０％以下である。
【００２６】
［Ｔｉ：０．０２〜０．０５％］
Ｔｉは、１３７０ＭＰａ以上の部品強度を確保のために必要な元素である。ＢがＮと結合して窒化物を生成すると、焼入れ性が低下するため、固溶窒素（Ｎ）をＴｉＮとして固定しておく効果がある。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．０２％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍中の再結晶が抑制され、等軸状フェライト生成せず、冷間加工性が低下することになるので、０．０５％以下とする必要がある。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０３％以上であり、好ましい上限は０．０４％以下である。
【００２７】
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％］
ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸剤としての効果を発揮する。そのためには、０．０２％以上含有させる必要がある。しかしながら、０．０６％を超えて過剰に含有させると、介在物が過剰に生成し、冷間加工性を低下させる。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．０３０％以上であり、好ましい上限は０．０５０％以下である。
【００２８】
［Ｂ：０．００１〜０．００５％］
Ｂは、焼入れ性向上に効果があり、金型冷却による部品強度確保のために必要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｂ含有量は０．００１％以上とする必要がある。好ましくは０．００２０％以上（より好ましくは０．００２５％以上）である。しかしながら、Ｂを含有量が過剰になってもその効果が飽和するので、０．００５％以下とする必要がある。好ましくは０．００４５％以下（より好ましくは０．００４０％以下）である。
【００２９】
本発明で用いる素地鋼板の化学成分組成は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（例えば、Ｎ，Ｏ，Ｓｂ，Ｓｎ等）である。
【００３０】
本発明で用いる素地鋼板におけるミクロ組織（金型焼入れ前のミクロ組織）は、母相が等軸状フェライトであり、このフェライト粒内若しくはフェライト粒界に、平均最大粒径が２０μｍ以下のセメンタイトやパーライト（以下、「微細セメンタイト」、「微細パーライト」と呼ぶことがある）が分散している組織である。再結晶を完了することで、鋼板強度を低減して、一定の伸びを確保することはできるが、伸びおよび伸びフランジ性のいずれも高いレベルで実現するためには、単に再結晶を完了させるだけではなく、上記の組織とすることが必要である。
【００３１】
［等軸状フェライト］
高い冷間加工性を付与するためには、フェライトは、等軸状フェライトとする必要がある。「等軸状」とは、圧延方向フェライト粒径と板厚方向フェライト粒径の比（圧延方向粒径／板厚方向粒径：以下「アスペクト比」と呼ぶ）の平均（以下、平均アスペクト比と呼ぶ）が４．０以下のものを意味する。フェライトの平均アスペクト比が４．０を超えると、伸びおよび伸びフランジ性のいずれも低下する。すなわち、上記アスペクト比が４．０超とは、フェライトが圧延方向に展伸した組織になっていることを意味するが、こうした組織では良好な伸びが達成されない他、伸びフランジ性も低下し、冷間加工性が低下する。冷間加工性が低下する原因の一つとして、再結晶が完了していない結晶粒が存在することに加えて、再結晶が完了していても等軸状組織に比べ圧延方向に伸長したフェライトは、加工歪の伝播性が不均一になり、加工硬化性が低くなることが推察される。フェライトの平均アスペクト比は、出来るだけ１に近いほど良く、３．５以下であることが好ましく、より好ましくは３．０以下であり、特に好ましくは２．５以下である。最も好ましくは１近傍である。
【００３２】
［微細セメンタイトおよび／または微細パーライト］
上述したとおり、本発明で用いる素地鋼板には、上記フェライトの粒内若しくは粒界にセメンタイトやパーライトが存在するが、良好な冷間加工性を確保するためには、セメンタイトの長径（最大径）の平均値（平均最大粒径）を２０μｍ以下にする必要がある。平均最大粒径が２０μｍを超えると、冷間加工時に亀裂の起点となり、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。後記する本発明鋼板の製造方法によれば、パーライトでなくセメンタイトが生成し易いが、パーライトが存在する場合には、セメンタイトと同様、パーライトの平均最大粒径が２０μｍ以下であることが必要である。セメンタイトおよび／またはパーライトの平均最大粒径は、いずれも、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは１０μｍ以下、特に好ましくは５μｍ以下である。
【００３３】
ここで、上記セメンタイトは、ベイナイト中に析出した炭化物や、焼戻しマルテンサイトにおいて生成するような、鋼を強化するような極めて微細なセメンタイトは含まない。こうした観点から、セメンタイトの平均最大粒径の好ましい下限は、０．５μｍ以上であり、より好ましくは１μｍ以上である。
【００３４】
本発明の素地鋼板は、等軸状フェライトが主相で、パーライト、セメンタイトから構成される必要がある。ここで「主相」とは、全組織に占める上記の等軸状フェライトの占める比率（面積率）が、５０％以上であることを意味する。好ましくは６０％以上、９５％以下である。
【００３５】
本発明では、上述した等軸状フェライトと微細セメンタイトおよび／または微細パーライト微細パーライトのみから構成されていても良い（合計で１００％）が、本発明の作用を損なわない範囲で、他の組織（ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなど）が含まれていても良い。但し、ベイナイトやマルテンサイトが混入すると伸びおよび伸びフランジ性が低下する。従って、全組織に占める上記他の組織は、合計で５面積％以下に抑制することが好ましい。
【００３６】
尚、本発明鋼板のミクロ組織（本発明鋼板を構成するフェライトと、セメンタイトおよび／またはパーライトのほか、製造上混入し得るベイナイトやマルテンサイトなどの他の組織）の同定は、以下の方法で行うことができる。
【００３７】
まず、例えば大きさ２０×２０（ｍｍ）の鋼板サンプルを採取し、板厚の１／４の位置における各ミクロ組織を観察する。
【００３８】
上記組織のうちパーライトやセメンタイトは、ピクリン酸で腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて組織を同定し、粒の長径（最大径）を測定する。測定に当たっては、各粒の長径を精度よく測定できるように、ＳＥＭの倍率を適宜選択して観察する。後記する実施例では、ＳＥＭ倍率３０００倍にて任意に２００個を測定し、その平均値を求めた。
【００３９】
一方、フェライトは、ナイタールで腐食した後、フェライト粒界が観察できるようにＳＥＭまたは光学顕微鏡にて組織を同定し、切断法または画像解析法により、フェライトの板厚方向の粒径および圧延方向の粒径をそれぞれ測定してフェライトの平均アスペクト比を求めることができる。切断法および画像解析法のいずれを採用する場合であっても、倍率１０００倍にて５視野の平均を求めることが望ましい。後記する実施例では、ＳＥＭにて組織を同定した後、切断法により上記５視野の平均を求めた。
【００４０】
更にベイナイトやマルテンサイトは、ナイタールで腐食した後、ＳＥＭにて組織を同定し、画像解析法や点算法により求めることができる。後記する実施例では、ＳＥＭ倍率１０００倍で５視野観察して画像解析を行い、その平均を求めた。或いは、ＳＥＭ観察に当たり、一旦、１０００倍より高い倍率でベイナイトやマルテンサイト粒を同定してから、上記のようにＳＥＭ倍率１０００倍で５視野を画像解析してもよい。
【００４１】
本発明の素地鋼板を製造するには、その製造条件も厳密に制御する必要がある。上記のような組織に作り込むためには、上記のような化学成分組成を有する鋼スラブを用い、１１５０〜１３００℃に加熱した後、仕上げ温度が８５０〜９５０℃となるように熱間圧延を行い、５５０〜７００℃の温度範囲で巻取り、その後圧下率：３０〜７０％で冷間圧延し、焼鈍最高温度：７００〜８００℃、７００〜８００℃での保持時間：１０秒以上、６００秒以下で、且つ下記（１）式を満足する条件で焼鈍を行い、更に５００℃以下まで冷却して溶融亜鉛めっきを行う必要がある。これらの各要件を規定した理由は下記の通りである。
１５０００≦［（Ｔ／１００）3.5］×ｔ≦１０００００            ・・・（１）
但し、Ｔ：焼鈍最高温度（℃）、ｔ：７００〜８００℃での保持時間（秒）
【００４２】
［スラブ加熱温度：１１５０〜１３００℃］
スラブ加熱温度が低いと、熱間圧延時の荷重が過大となるため、１１５０℃以上とする必要がある。しかしながら、スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、溶融亜鉛めっき後の狙いとする等軸状フェライトが得られなくなる。これは熱延時のミクロ組織が混粒組織となることが影響していると考えられる。また、スケールの生成が多くなり歩留まりが低下する。スラブ加熱温度は、好ましくは１１８０℃以上、１２５０℃以下である。
【００４３】
［熱間圧延での仕上げ温度：８５０〜９５０℃］
熱間圧延での仕上げ温度が８５０℃よりも低くなると、熱延後の組織が不均一になり、溶融亜鉛めっき後に狙いとする等軸状フェライトが得られない。仕上げ温度は、好ましくは、８８０℃以上である。しかしながら、仕上げ温度が９５０℃を超えると、スケール起因の表面疵が発生しやすくなる。また、めっき後の外観不良にも繋がるため、９５０℃以下とする必要がある。仕上げ温度は、好ましくは９２０℃以下である。
【００４４】
［巻取り温度：５５０〜７００℃］
巻取り温度が５５０℃未満では、熱間圧延後の強度が高くなり、その後の冷間圧延が困難になる。好ましくは５７０℃以上である。しかしながら、巻取り温度が７００℃を超えると、バンド状のパーライトが生成し、その後に冷間圧延および焼鈍を施しても、パーライトの微細化が困難となる。巻取り温度は、好ましくは６７０℃以下（より好ましくは６５０℃以下）である。
【００４５】
［圧下率（冷間圧延率）：３０〜７０％］
圧下率が３０％未満では、再結晶の進行が不足し、等軸状フェライトが得られない。また、熱間圧延後のパーライトの分断が不足して、微細セメンタイトや微細パーライト組織が得られない。圧下率は好ましくは４０％以上である。圧下率の上限は、冷間圧延機の設備能力から７０％以下とする。尚、上記「圧下率」とは、下記（２）式で求められる冷間圧延率である。
圧下率（％）＝［（冷間圧延前の鋼板厚さ−冷間圧延後の鋼板厚さ）／冷間圧延前の鋼板厚さ］×１００  ・・・（２）
【００４６】
［焼鈍最高温度：７００℃〜８００℃］
溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍最高温度（焼鈍設定温度）の下限は、７００℃以上とする必要がある。この温度が７００℃未満になると、再結晶が十分に進行せずに、圧延組織が残留して、良好な冷間加工性が得られない。また、めっき前の鋼板表面の還元調整が不足するため、外観不良が発生する。一方、焼鈍最高温度が８００℃を超えると、焼鈍時間に係わらずオーステナイトが過剰に生成して、その後の冷却過程で、ミクロ組織中に、ベイナイトやマルテンサイトが混入し、強度が上昇して、冷間加工性が低下する。焼鈍最高温度は、好ましくは７３０℃以上、７８０℃以下である。
【００４７】
［７００〜８００℃での保持時間：１０秒〜６００秒］
７００〜８００℃の温度範囲に保持する時間（保持時間）は、当該温度範囲を経由（通過）する時間の合計を意味する。具体的には、後記する実施例のように、７００℃から焼鈍最高温度まで加熱するときの加熱時間（昇温時間）、および焼鈍最高温度から７００℃まで冷却するときの冷却時間も含めた合計時間を意味する。本発明では、上記保持時間を１０秒〜６００秒の範囲にする。この保持時間が１０秒未満では、再結晶が十分に進行せずに、圧延組織が残留して、良好な冷間加工性が得られない。また、めっき前の表面の還元調整が不足するために、外観不良が発生する。一方、上記保持時間があまり長くなると焼鈍炉を長大にする必要があることから、その上限を６００秒以下とする。保持時間は、好ましくは５０秒以上、５００秒以下である。
【００４８】
［焼鈍最高温度と、７００〜８００℃での保持時間との関係式（前記（１）式）］
上記のように焼鈍最高温度範囲を７００℃以上、７００〜８００℃での保持時間を１０秒以上にすることで再結晶は完了するが、それだけでは、所望とする等軸フェライト＋（微細パーライトおよび／または微細パーライト）の組織が得られるとは限らない。焼鈍最高温度Ｔ（℃）と７００〜８００℃での保持時間ｔ（秒）で規定される値［［（Ｔ／１００）3.5］×ｔ：以下「Ａ値」と呼ぶことがある］が、１５０００以上（好ましくは３００００以上）となるように制御することによって、等軸状フェライトと、微細パーライトおよび／または微細セメンタイトの組織が得られる［後記する表５のＮｏ．１８（Ａ値のみ外れる例）を参照］。
【００４９】
一方、焼鈍最高温度が７００℃以上で、７００〜８００℃での保持時間が長時間になると、オーステナイトが生成し、冷却後には、ベイナイトやマルテンサイト等の低温変態生成物となり、鋼板強度が上昇して伸び（ＥＬ）や伸びフランジ性（λ）が低下する。特に上記Ａ値が大きくなり過ぎると、やはり所望とする組織が得られず、冷間加工性が低下する（後記する表５のＮｏ．１６を参照）。こうした観点から、上記Ａ値［［（Ｔ／１００）3.5］×ｔ］は、１０００００以下（好ましくは８００００以下）とする必要がある。
【００５０】
上記焼鈍時の雰囲気については特に限定されないが、全て還元性雰囲気中で焼鈍することが好ましい。この還元性雰囲気とは、鉄酸化物を形成しない程度の条件である。これは（空／燃）比や、露点を制御することで制御することができる。例えば、Ｓｉを０．１％よりも多く含む鋼板では、酸化性の雰囲気で鉄酸化物を表層に生成させた後、還元することで、不めっきの抑制を図る場合があるが、本発明ではＳｉを低いレベルに抑制すると共に、ＣｒやＭｎの含有量を適切に調整しているので、その必要はない。すなわち、本発明では酸化−還元法を適用する必要がなく、通常の還元法で製造可能であり、特殊設備は不要である。
【００５１】
上記のような焼鈍を行った後、冷却する。冷却に当たっては、ベイナイトやマルテンサイトの生成を低減するため、焼鈍最高温度から６００℃までの温度範囲を、例えば５秒以上（より好ましくは１０秒以上）、６０秒以下（より好ましくは４５秒以下）の範囲で冷却することが好ましい。
【００５２】
但し、冷却後にめっき浴に侵入するまでには、５００℃以下に冷却しておく必要がある。めっき浴への侵入温度（即ち、めっき開始温度）が５００℃よりも高くなると、めっき浴温度が上昇してめっき外観不良を招く。まためっき浴への侵入板温が高くなると、合金化処理を施さなくてもめっき層の合金化が進行することがあるが、５００℃以下に冷却すれば、その防止にも効果がある。上記めっき開始温度は、好ましくは４８０℃以下、３５０℃以下である。
【００５３】
なお、めっき浴へ侵入するときの温度（即ち、冷却停止温度）は、３５０℃以上にすることが好ましい。３５０℃よりも低い温度まで冷却すると、マルテンサイト相が生成する懸念があり、冷間加工性が低下する。より好ましくは４００℃以上である。
【００５４】
上記のようにして得られる素地鋼板は、その後、溶融亜鉛めっきを行う。これにより、素地鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施された溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。このときの溶融亜鉛めっき層は、以下に詳述するとおり、めっき付着量が５０〜９０ｇ／ｍ2程度、めっき層中鉄濃度が５％以下であることが好ましい。
【００５５】
まず、めっき付着量は、部品として使用される際の耐食性を確保するために５０ｇ／ｍ2以上であることが好ましい。より好ましくは６０ｇ／ｍ2以上である。めっき付着量の上限は、溶接性を低下させないという観点からして、９０ｇ／ｍ2以下であることが好ましく、より好ましくは８０ｇ／ｍ2以下である。
【００５６】
また、溶融亜鉛めっき層中の鉄濃度は、以下の理由により、５％以下であることが好ましい。冷間加工後の部品加熱時には、合金化が進行するが、素地鋼板の段階で既に合金化が進行していると、部品では過剰に合金化が進行して耐食性が低下することがある。また、溶融亜鉛めっき層中の鉄濃度が高過ぎると、冷間加工時にパウダリングと呼ばれるめっき層が粉化する加工不良が発生しやすくなる。特に、めっき付着量が６０ｇ／ｍ2以上では、合金化処理を施すと、鉄の拡散がめっき表層に十分至らず地鉄とめっき層の界面で鉄濃度が高まり、パウダリングが発生しやすくなる。こうした観点から、溶融亜鉛めっき層中の鉄濃度は５％以下であることが好ましく、より好ましくは４％以下である。
【００５７】
上記のようにして得られる溶融亜鉛めっき鋼板は、常温まで冷却後に、必要に応じて降伏伸びを除去するために調質圧延を実施しても構わない。
【００５８】
本発明のプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板では、素地鋼板中の添加元素（化学成分組成）を狭い範囲に限定したうえで、所定のミクロ組織にすることで、良好な冷間加工性（伸びおよび伸びフランジ性）が得られるものとなる。このうち伸びフランジ性は、穴拡げ試験（穴拡げ率λ）で評価することができる。具体的には、本発明のプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板は、下記の特性を満足する。
【００５９】
［冷間加工性］
伸び（全伸びＥＬ）：１８％以上（好ましくは２３％以上、より好ましくは２５％以上）
伸びフランジ性（穴拡げ率λ）：４０％以上（好ましくは４５％以上、より好ましくは５５％以上）。
【００６０】
［表面性状］
更に本発明のプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板は、表面性状にも優れている。具体的には、酸化−還元法を適用するための専用設備が無くとも、通常の還元法を適用するだけで、不めっき等の欠陥を防止することができる。
【００６１】
［金型焼入れ性］
更に本発明のプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板は、金型焼入れ性にも優れている。具体的には、金型に入れた後、おおむねＡｃ3点から２００℃までの温度範囲での平均冷却速度が２０〜１００℃／ｓ程度の低速冷却であっても、金型焼入れ後に１３７０ＭＰａ以上の高い強度を確保することができる。
【００６２】
このような本発明のめっき鋼板は、強度も一定範囲で安定するため、寸法精度も良好なものとなる。ブランキングや穴あけ加工に要する加工力も安定するため、熱間加工用として使用することもできる。
【００６３】
以下、本発明の効果を実施例によって更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定されず、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【実施例】
【００６４】
［実施例１］
下記表１に示した化学成分組成を有する鋼材（鋼種Ａ〜Ｄ、Ｇ）を溶製した後、下記の条件で熱間圧延を施し、酸洗して表層のスケールを除去し、更に冷間圧延（板厚１．５ｍｍまで冷間圧延）した後、連続溶融亜鉛めっきラインにおける熱処理条件を熱処理シミュレーターにて施した。本実施例では、実際にめっき処理を行っていないため、めっき後の表面性状の判定は行なっていない。
【００６５】
［熱間圧延条件］
加熱温度：１２００℃
仕上げ温度：８９０℃
巻取り温度：６００℃
仕上げ板厚：３．０ｍｍ（冷間圧延率：５０％）
【００６６】
［連続焼鈍シミュレーター］
連続溶融亜鉛めっきラインにおける熱処理条件を熱処理シミュレーターにて再現した。所定温度域（焼鈍最高温度Ｔ：下記表２）に１０℃／秒で加熱後、所定時間保持（焼鈍最高温度Ｔでの保持時間）した。加熱中の雰囲気は、還元性雰囲気（非酸化性雰囲気）とした。その後、焼鈍最高温度Ｔから６００℃までの温度範囲を、３０秒で冷却し、６００℃から４６０℃までを１５℃／秒の平均冷却速度で冷却し、３０秒間保持した後、室温まで冷却した。このときの熱処理条件（焼鈍条件）を、７００〜８００℃での保持時間ｔ、およびＡ値｛［（Ｔ／１００）3.5］×ｔ｝と共に下記表２に示す。尚、表２に示した７００〜８００℃での保持時間ｔは、７００℃から焼鈍最高温度Ｔまでに加熱するときの加熱時間（昇温時間）、および焼鈍最高温度Ｔから７００℃未満までに冷却するときの冷却時間も含めた時間である（下記表５においても同じ）。
【００６７】
【表１】
0005965344.tif 000002
【００６８】
【表２】
0005965344.tif 000003
【００６９】
得られた試験片について、素地鋼板のミクロ組織を観察すると共に、引張試験および穴拡げ試験を下記の方法で実施し、機械的特性（降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、全伸びＥＬ、穴拡げ率λ）を調査した。また、下記の条件で焼入れ（熱処理試験）した後の強度（引張強さＴＳ）についても調査した。
【００７０】
［ミクロ組織観察］
大きさ２０×２０（ｍｍ）の鋼板サンプルを採取し、板厚の１／４部に存在する各ミクロ組織を以下のようにして観察した。
【００７１】
パーライトおよびセメンタイトは、ピクリン酸で腐食した後、ＳＥＭ（倍率３０００倍）にて、それぞれについて任意の２００個の長径（最大径）を測定した。それぞれの平均値を算出し、パーライトおよびセメンタイトの平均最大粒径とした。
【００７２】
フェライトは、ナイタールで腐食した後、ＳＥＭ（倍率１０００倍）にて組織を同定し、切断法により、フェライトの板厚方向の粒径（長径）および圧延方向の粒径（短径）を測定し、それらの比（アスペクト比）を求めた。上記測定は、合計５視野行い、その平均を平均アスペクト比とした。
【００７３】
ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率は、ナイタールで腐食した後、ＳＥＭ（倍率１０００倍）にて５視野観察して画像解析を行い、その平均を求めた。
【００７４】
［引張試験］
ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験によって、圧延方向と垂直な方向に引張り、機械的特性（降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、全伸びＥＬ）を測定した。冷間加工性の合格基準は、全伸びＥＬ：１８％以上である。
【００７５】
［穴拡げ試験］
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準じて穴拡げ試験を実施した。冷間加工性の合格基準は、穴拡げ率λ：４０％以上である。
【００７６】
［熱処理試験］
熱処理後（焼入れ後）の強度を評価するために、所定サイズ（２５０ｍｍ×１４０ｍｍ）の小試験板（切板）を下記の条件で熱処理した。即ち、炉温９００℃に保持した加熱炉で、切板を５分間加熱し、板温を約４分で９００℃に到達させた。５分経過後、切板を加熱炉から取り出し、直ちに金型で挟んで冷却した。このときの冷却速度は、９００℃から２００℃までの温度範囲で平均冷却速度が２０℃／秒である。常温到達後、引張試験片を採取し、引張強さＴＳを測定した。焼入れ後の引張強さＴＳの合格基準は、１３７０ＭＰａ以上であり、この要件を満足するものを金型焼入れ性に優れると評価した。
【００７７】
これらの結果を、下記表３に示す。尚、表３において、その他組織比率とは、フェライトとセメンタイトおよび／またはパーライト以外の組織を意味する。また、その他の組織比率が「０」のものは、フェライトとセメンタイトおよび／またはパーライトの合計面積率が１００％であることを意味する（下記表６においても同じ）。
【００７８】
【表３】
0005965344.tif 000004
【００７９】
これらの結果から、次のように考察できる。
【００８０】
まず鋼種Ａは本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼材であり、所定の熱処理条件を施すことで優れた冷間加工性（伸びおよび伸びフランジ性）と、優れた金型焼入れ性（焼入れ後の高い引張強さＴＳ）が得られることが分かる（試験Ｎｏ．１、２）。
【００８１】
しかしながら、同じ鋼種Ａを用いても、焼鈍最高温度Ｔが高く、上記Ａ値が大きい試験Ｎｏ．３では、ベイナイトやマルテンサイトが多量に生成し、所望とする微細セメンタイト／微細パーライトが得られなかった。表３中、「セメンタイトまたはパーライトの平均最大粒径」の欄が「−」とは、これらの組織が得られなかったことを意味する。その結果、良好な冷間加工性（伸びおよび伸びフランジ性）が得られなかった。
【００８２】
鋼種Ｂは、ＳｉおよびＡｌの含有量が多く、ＭｎおよびＢの含有量が不足する例であり、表２に示すように焼鈍条件を適切に制御しても、焼入れ後の引張強さＴＳが不足した（試験Ｎｏ．４）。表３中、「穴拡げ率λ」の欄が「−」とは、試験を行なわなかったことを意味する。
【００８３】
鋼種Ｃは、Ｓｉ含有量が多く、Ｔｉ含有量が不足する例である。Ｔｉ量の不足によりＮを固定できないため、ＢがＮと結合し、焼入れ後の引張強さＴＳが不足した（試験Ｎｏ．５）。
【００８４】
鋼種Ｄは、Ｃ含有量が不足し、Ｓｉ含有量が多い例であり、焼入れ後の引張強さＴＳが不足した（試験Ｎｏ．６）。
【００８５】
鋼種Ｇは、Ｍｎ含有量が多い例であり、表２に示すように焼鈍条件を適切に制御しても、ベイナイトやマルテンサイトが多量に生成し、所望とする微細セメンタイト／微細パーライトが得られなかった。その結果、伸びが低下した。
【００８６】
［実施例２］
下記表４の化学成分組成を有する鋼材（鋼種Ｅ、Ｆ）を用いて連続鋳造によりスラブを製造し、下記の条件で熱間圧延を施し、酸洗して表層のスケールを除去し、更に冷間圧延（板厚１．５ｍｍまで冷間圧延）した後、連続溶融亜鉛めっきラインにて所定の熱処理（焼鈍条件）を施し、溶融亜鉛めっきを施した。
【００８７】
【表４】
0005965344.tif 000005
【００８８】
［熱間圧延条件］
加熱温度：１２２０℃
仕上げ温度：８７０℃
巻取り温度：６００℃
仕上げ厚：３．０ｍｍ（冷間圧延率５０％）
【００８９】
［溶融亜鉛めっきライン］
加熱速度：１５℃／秒で所定温度域まで加熱（焼鈍最高温度Ｔ：下記表５）した後、所定時間保持（焼鈍最高温度Ｔでの保持時間）した。加熱中の雰囲気は、還元性雰囲気［非酸化性雰囲気（窒素＋水素の混合雰囲気）］とした。その後、焼鈍最高温度Ｔから６００℃までの温度範囲を、２０秒で冷却し、更に６００℃から４６０℃までを２０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、４６０℃の温度で等温保持した後、めっき浴に浸漬した。めっき浴中のＡｌ濃度は０．２％とし、めっき付着量（目付量）の狙い値は、７０ｇ／ｍ2とした。合金化処理は施さなかった。形成されためっき層中の鉄濃度は１％以下であった。このときの熱処理条件（焼鈍条件）を、７００〜８００℃での保持時間ｔ、およびＡ値｛［（Ｔ／１００）3.5］×ｔ｝と共に下記表５に示す。
【００９０】
【表５】
0005965344.tif 000006
【００９１】
得られた試験片について、素地鋼板のミクロ組織の観察、引張試験および穴拡げ試験を実施例１と同様に実施し、機械的特性（降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、全伸びＥＬ、穴拡げ率λ）を調査した。また、実施例１と同様にして焼入れ（熱処理試験）した後の強度（引張強さＴＳ）についても調査した。更に、めっき外観を下記の方法によって評価した。
【００９２】
［めっき外観評価方法］
めっきラインの出側検査台において、めっき不良の有無を目視によって観察した。このとき、鋼板長さ２００ｍあたりの表面欠陥がゼロの場合を良好（○）、表面欠陥が１〜４個の場合をやや不良（△）、表面欠陥が５個以上の場合を不良（×）と評価した。
【００９３】
これらの結果を、下記表６に示す。
【００９４】
【表６】
0005965344.tif 000007
【００９５】
これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１０〜１５は、本発明で規定する鋼種Ｅを用い、所定の熱処理条件で製造した実施例であり、優れた冷間加工性（伸びおよび伸びフランジ性）と、優れた金型焼入れ性（焼入れ後の高い引張強さＴＳ）が得られており、めっき外観（表面性状）も良好であった。
【００９６】
これに対し、試験Ｎｏ．８、９、１６〜２０は、本発明で規定するいずれかの要件を満たさない比較例であり、いずれかの特性が劣化した。
【００９７】
まず、試験Ｎｏ．８、９は、本発明で規定する鋼種Ｅを用いたが、焼鈍最高温度Ｔが本発明で規定する温度よりも低い（よって、Ａ値はゼロ）。そのため、所望とする組織（等軸状フェライトと、微細セメンタイト／微細パーライト）が得られず、冷間加工性（伸びおよび伸びフランジ性）が不十分である。なお、上記例では、セメンタイトは殆ど生成しなかった。また、焼鈍中の表面の還元が不十分なため、微少な不めっき部が散発的に認められ、良好なめっき外観（表面性状）が得られなかった。
【００９８】
試験Ｎｏ．１６も、本発明で規定する鋼種Ｅを用いたが、Ａ値が大きいため、焼鈍中に多量のオーステナイトが生成し、その後の冷却過程でベイナイトやマルテンサイトが生成した。その結果、焼入れ前の引張強さＴＳが高くなり、冷間加工性（伸びおよび伸びフランジ性）が低下した。
【００９９】
試験Ｎｏ．１７も、本発明で規定する鋼種Ｅを用いたが、７００〜８００℃での保持時間ｔが不足し、Ａ値も小さい例である。そのため、フェライトの平均アスペクト比が４．０を超えており、またセメンタイト／パーライトの平均最大粒径が２０μｍを超えているため、冷間加工性（伸びおよび伸びフランジ性）が低下した。なお、上記例では、セメンタイトは殆ど生成しなかった。
【０１００】
試験Ｎｏ．１８は、本発明で規定する鋼種Ｅを用い、焼鈍最高温度Ｔおよび７００〜８００℃での保持時間ｔも、本発明で規定する範囲内であるが、Ａ値が１５０００未満と小さい。そのため、フェライトの平均アスペクト比が４．０を超えており、冷間加工性（伸びおよび伸びフランジ性）が低下した。
【０１０１】
試験Ｎｏ．１９、２０は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する量よりも多い鋼種Ｆを用いた例である。そのため、焼入れ後の引張強さＴＳは確保されたが、直径１〜３ｍｍ程度の不めっきが散発的に発生し、めっき外観が極めて悪い状態となった。
【０１０２】
参考のため、試験Ｎｏ．１４の鋼板（発明例）におけるミクロ組織を図１（図面代用光学顕微鏡写真）に示す（写真の横幅はいずれも８０μｍ）。また、試験Ｎｏ．２０の鋼板（比較例）におけるミクロ組織を図２（図面代用光学顕微鏡写真）に示す。
【図１】
0005965344.tif 000008
【図２】
0005965344.tif 000009