【事件の表示】
　特許第２７６１０９６号「高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」の特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結論】
　訂正を認める。
　特許第２７６１０９６号の特許を維持する。
【理由】
Ｉ．本件の経緯
　本件特許第２７６１０９６号は、平成２年１１月５日に出願され、平成１０年３月２０日に設定登録され、平成１０年６月４日に特許公報に掲載されたところ、平成１０年１２月３日に川崎製鉄株式会社から特許異議の申立がなされ、その後の取消理由通知に対し、その指定期間内である平成１１年５月１９日に訂正請求がなされたものである。
ＩＩ．訂正請求について
ＩＩ−１．訂正の要旨
（イ）特許請求の範囲を次のとおり訂正する。
「【請求項１】重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０６〜０．３０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％及びｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、更にＭｎ：０．６〜３．０％、Ｃｒ：０．１〜１．５％及びＭｏ：０．１〜１．０％の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を、通常の方法で熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍する際に、その加熱温度をＡＣ３点−５０℃〜９００℃にし、めっき浴温度までの冷却を、次の２段階に分けて行うこととし、まず５００〜６５０℃の温度域までは２０℃／Ｓ以下の冷却速度にて冷却し、次いで、めっき浴温度までは冷却速度を上げて
　　ＩｎＣＲ＝−１．１８Ｍｅｑ＋３．３７
ここで、Ｍｅｑ（％）＝Ｍｎ＋１．５２Ｍｏ＋１．Ｉ０Ｃｒ＋０．１０Ｓｉ＋２．１Ｐで示される臨界冷却速度ＣＲ（℃／Ｓ）以上にて冷却した後、溶融亜鉛めっきし、次いで５００℃〜ＡＣ１点の温度にて合金化処理を施した後、ＣＲ以上の冷却速度にてＭｓ点以下に冷却することを特徴とする高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」
（ロ）明細書（特許公報第２頁第４欄２０〜２２行、以下頁数は特許公報の頁数で示す）の「めっき浴までの冷却を、……めっき浴温度まで」を「めっき浴温度までの冷却を、次の２段階に分けて行うこととし、まず５００〜６５０℃の温度域までは２０℃／Ｓ以下の冷却速度にて冷却し、次いで、めっき浴温度までは冷却速度を上げて」に訂正する。
（ハ）明細書（第４頁）の第１表中、鋼種Ｉの欄の記載を削除する。
（ニ）明細書（第５頁）の第２表中、Ｎｏ．１〜１１の臨界冷却速度ＣＲの数値をそれぞれ１．３、１．３、１．３、１．２、２．５、２．５、２．５、１．９、１．９、０．４、８．３と訂正するとともに、Ｎｏ．１２の欄を削除する。
ＩＩ−２．訂正の適否
　（イ）の訂正は、訂正前の特許請求の範囲の記載が、「ＡＣ３点−５０℃〜９００℃に加熱した後、めっき浴温度までの冷却する工程」につき不明瞭であったところ、明細書（第２頁第４欄第５〜６行、同欄第３４〜３９行、第３頁第６欄第２３〜３９行、第５頁第２表）および第１図の記載に基づき、前記工程が２段階で且つ第２段の冷却速度が第１段の冷却速度より大きいものである旨を明示し明瞭にしたものと解されるから、（イ）の訂正は、願書に添付した明細書に記載された事項の範囲内で請求項１の明瞭でない記載を釈明するものであり、実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでない。
　（ロ）の訂正は、（イ）の訂正に伴い必要となった明細書中の不整合を解消するためになされたものであり、明瞭でない記載の釈明に該当し、願書に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内のものであり、実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでない。
　（ハ）および（ニ）の訂正は、本件請求項１に係る発明と関係のない記載を削除し、単なる計算誤りを訂正することによって、明瞭でない記載を釈明したものであり、願書に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内のものであり、実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでない。
　よって、上記（イ）〜（ニ）の訂正は、特許法第１２０条の４第２項ただし書き第３号に該当するものであり、同条第３項で準用する第１２６条第２頃および第３項の規定を満足するものであるから、上記訂正は適法なものと認める。
ＩＩＩ．特許異議申立てについて
ＩＩＩ−１．申立人の主張
　特許異議申立人は、証拠として、甲第１号証［特公昭６０−４９６９８号公報］および甲第２号証［特開昭５６−１４２８２２号公報］を提出し、
　１）訂正前の本件請求項１に係る発明は、甲第１号証に記載された発明と同一であるかあるいはこれに甲第２号証に記載された発明を組み合わせることにより当業者が容易に発明をすることができたものであるから、本件請求項１に係る発明の特許は、特許法第２９条第１項または第２項の規定に違反してなされたものである、
　２）本件特許明細書には、その第２表に臨界冷却速度に関する誤った数値が記載され、その第２表のＮｏ．１２に第１表の組成から本発明材でないと解されるものが本発明材として記載されているから、本件の特許は、特許法第３６条第３項の規定を満足しない出願に対してなされたものである、
　との理由で、本件特許は取り消されるべきである旨を主張する。
ＩＩＩ−２．申立人の主張の適否
ＩＩＩ−２−１．申立人の主張１）について
　本件請求項１に係る発明は、訂正された明細書の記載からみて、その請求項１に記載されたとおりのものである［その内容は上記訂正の要旨の欄の（イ）参照］。
　そして、甲第１号証には、「重量比にてＣ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％を含有する薄鋼板に連続亜鉛めっきラインによって合金化溶融亜鉛めっきする合金化亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法において、前記鋼板をＡＣ１変態点とＡＣ３変態点間の温度に加熱する工程と、前記加熱温度よりの冷却途中４５０〜５５０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し更に５００℃とＡＣ１変態点間の温度範囲に加熱し合金化処理を行う工程と、前記合金化処理後引続き３００℃以下まで冷却する工程と、を有して成り前記ＡＣ１〜ＡＣ３間の加熱温度より溶融亜鉛めつきを施すまで、および合金化処理後３００℃までの冷却工程における冷却速度を
　ｌｏｇＣＲ＝−４．４８Ｍｏ−１．９３Ｍｎ＋３．５９
で与えられる臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓｅｃ）以上とすることを特徴とする加工性のすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲）が記載され、「Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは・・・いずれも合計量で０．１％以下の範囲内で添加可能である。」（第３頁右欄３１〜３６行参照）との記載、Ｎｂを０．０３％含みめっき前の冷却速度を２０℃／ｓｅｃとする例（第１表の区分Ｊの欄及び第２表のＮｏ．１７の欄参照）の記載がある。
　また、甲第２号証には、「Ｃ：０．Ｉ５％以下、Ｍｎ＋Ｃｒ：１．０〜２．５％、Ｓ：０．０Ｉ５％以下に加えてＣａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．１％以下，希土類元素：０．１％以下の１種以上含有し、更にＭｏ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下の１種以上を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる組成の鋼板を、連続式溶融亜鉛めっきラインにてＡＣ１変態点以上９００℃未満の温度に加熱灼熱後、Ａ１変態点から亜鉛めっき浴温度までの温度範囲を平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却し、めつきを施したのち、６００℃以下の温度まで再加熱保定して合金化処理を行い、その後１０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ変態点以下まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度亜鉛メッキ鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲第２項）が記載されている。
　しかし、甲第１号証及び甲第２号証に記載された発明はいずれもめっき前の冷却を１段階で行うものであり、訂正後の本件請求項１に係る発明の「再結晶焼鈍する際の加熱温度からめっき浴温度までの冷却を、２段階に分けて行うこととし、まず５００〜６５０℃の温度域までは２０℃／Ｓ以下の冷却速度にて冷却し、次いで、冷却速度を上げて
　　ＩｎＣＲ＝−１．１８Ｍｅｑ＋３．３７
ここで、Ｍｅｑ（％）＝Ｍｎ＋１．５２Ｍｏ＋１．Ｉ０Ｃｒ＋０．１０Ｓｉ＋２．１Ｐで示される臨界冷却速度ＣＲ（℃／Ｓ）以上とする」という構成を示唆するものでない。
　そして、訂正後の本件請求項１に係る発明は、甲第１号証及び甲第２号証に記載された発明からは示唆されない前記構成を採用することにより、明細書中に実施例及び比較例を用いて説明されているとおりの、フェライト・ベイナイト・マルテンサイトの複合組織を有する高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できるという効果を奏したものである。
　してみれば、訂正後の本件請求項１に係る発明が、甲第１号証に記載された発明と同一であるともこれに甲第２号証に記載された発明を組み合わせて当業者が容易に発明をすることができたものであるともすることができず、本件請求項１に係る発明の特許が、前記理由で特許法第２９条第１項または第２項の規定に違反してなされたものであるとの申立人の主張１）は採用できない。
ＩＩＩ−２−２．申立人の主張２）について
　申立人が主張する明細書の記載の不備は前記の（ハ）及び（ニ）の訂正により是正されている。
　そして、本件請求項１に係る発明の特許は特許法第１２０条の４の第３項で準用する同法第１２８条の規定により訂正後における明細書により特許出願されたものとみなされるものである。
　してみれば、本件請求項１に係る発明の特許は特許法第３６条第３項の規定を満足する出願に対してなされたものとみなされるものであって、申立人の主張２）を採用することはできない。
ＩＩＩ−３．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議の申立ての理由および証拠によっては、訂正後の本件請求項１に係る発明の特許を取り消すことはできない。
　また、他に訂正後の本件請求項１に係る発明の特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１１年６月７日（１９９９．６．７）
【訂正の要旨】
訂正の要旨
（イ）特許請求の範囲を次のとおり訂正する。
「【請求項１】重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０６〜０．３０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％及びｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、更にＭｎ：０．６〜３．０％、Ｃｒ：０．１〜１．５％及びＭｏ：０．１〜１．０％の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を、通常の方法で熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍する際に、その加熱温度をＡＣ３点−５０℃〜９００℃にし、めっき浴温度までの冷却を、次の２段階に分けて行うこととし、まず５００〜６５０℃の温度域までは２０℃／Ｓ以下の冷却速度にて冷却し、次いで、めっき浴温度までは冷却速度を上げて
　　ＩｎＣＲ＝−１．１８Ｍｅｑ＋３．３７
ここで、　Ｍｅｑ（％）＝Ｍｎ＋１．５２Ｍｏ＋１．Ｉ０Ｃｒ＋０．１０Ｓｉ＋２．１Ｐで示される臨界冷却速度ＣＲ（℃／Ｓ）以上にて冷却した後、溶融亜鉛めっきし、次いで５００℃〜ＡＣ１点の温度にて合金化処理を施した後、ＣＲ以上の冷却速度にてＭｓ点以下に冷却することを特徴とする高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」
（ロ）明細書（特許公報第２頁第４欄２０〜２２行、以下頁数は特許公報の頁数で示す）の「めっき浴までの冷却を、……めっき浴温度まで」を「めっき浴温度までの冷却を、次の２段階に分けて行うこととし、まず５００〜６５０℃の温度域までは２０℃／Ｓ以下の冷却速度にて冷却し、次いで、めっき浴温度までは冷却速度を上げて」に訂正する。
（ハ）明細書（第４頁）の第１表中、鋼種Ｉの欄の記載を削除する。
（ニ）明細書（第５頁）の第２表中、Ｎｏ．１〜１１の臨界冷却速度ＣＲの数値をそれぞれ１．３、１．３、１．３、１．２、２．５、２．５、２．５、１．９、１．９、０．４、８．３と訂正するとともに、Ｎｏ．１２の欄を削除する。
（５４）【発明の名称】
　高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０６〜０．３０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％及びｓｏ１．Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、更にＭｎ：０．６〜３．０％、Ｃｒ：０．１〜１．５％及びＭｏ：０．１〜１．０％の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を、通常の方法で熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍する際に、その加熱温度をＡｃ３点−５０℃〜９００℃にし、めっき浴
温度
次の２段階に分けて行うこととし、まず５００〜６５０℃の温度域までは２０℃／ｓ以下の冷却速度にて
は冷却速度を上げて
　　　　ｌｎＣＲ＝−１．１８Ｍｅｑ＋３．３７
　　ここで、Ｍｅｑ（％）＝Ｍｎ＋１．５２Ｍｏ＋１．１０Ｃｒ＋０．１０Ｓｉ＋２．１Ｐ
で示される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上にて冷却した後、溶融亜鉛めっきし、次いで５００℃〜Ａｃ１点の温度にて合金化処理を施した後、ＣＲ以上の冷却速度にてＭｓ点以下に冷却することを特徴とする高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
　本発明は、加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関し、より詳しくは、引張強さ６０〜１２０ｋｇｆ／ｍｍ２級の複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
（従来の技術）
　近年、自動車の安全性及び軽量化対策として加工性の優れた高強度冷延鋼板が使用されるに至っている。また、自動車の寿命向上のために冷延鋼板に防錆力の向上が強く望まれており、このような溶融亜鉛めっき鋼板、及びスポット溶接性と塗装性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の開発が必要とされている。特に、最近においては、自動車バンパー、ドアインパクトバー等の補強部材についても、引張強さ６０〜１００ｋｇｆ／ｍｍ２級の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要望されている。
（発明が解決しようとする課題）
　従来、引張強さが６０ｋｇｆ／ｍｍ２級のものは、固溶強化及び析出強化により製造されているため、添加元素が多くなって、コストアップになるという問題があった。また、８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上のものを得るには、これらの強化方法では、延性の劣化が大きいばかりでなく圧延も困難となる。したがって、このような高強度薄鋼板で高延性を得るためには、ベイナイト或いはマルテンサイトのような硬質相を含む変態組織強化が有利なことが知られている。
　かかる問題を解決するために、例えば、特開昭５５−５０４５５号公報では、Ｍｎ等を添加した鋼板をＡｃ１〜Ａｃ３の２相域加熱し、この加熱温度からめっき浴温度までの冷却速度及びめっき処理後の冷却速度を限定することによリフェライト・マルテンサイトの複合組織にし、加工性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板を得る方法が提案されている。しかし、この方法では、合金化処理するとパーライト或いは粗いベイナイトを生じ、加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき銅板を得ることができない。
　また、特開昭５５−１２２８２０号公報では、合金化温度をＡｃ１〜Ａｃ３の２相域にし、その後の冷却速度を制御することにより複合組織鋼板とすることが提案されている。しかし、この方法においては、合金化温度が高いために、合金層の鉄濃度が高くなり、パウタリング性不良等が生じて材質劣化させるという問題点がある。
　一方、特開昭５６−１４２８２１号公報では、Ａｃ１〜９００゜Ｃの加熱を行い、冷却速度を制御することによりパーライト及びベイナイトの生成を抑制し、組織をフェライト・マルテンサイト（一部残留オーステナイトを含む）の複合組織にすることにより、加工性の優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が提案されている。しかし、この方法では、フェライトとマルテンサイトの硬さの差が大きく、局部伸びや曲げ加工性が低い。特に、引張強さが７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上ではマルテンサイト体積率が大きくなり、穴広げ率が著しく低下するため、バンパー等のチャンネル型成形で行なわれる厳しい曲げ加工では、加工性が不十分である。
　以上のように、高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに際しては、高強度を得る点で有利な複合組織強化が必要となるが、単に、化学成分や冷却速度に着目した方法では、高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは困難である。
　本発明は、上記従来技術の問題点を解決して、複合組織化により優れた高延性と高強度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を提供することを目的とするものである。
（課題を解決するための手段）
　本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、鋼の化学成分及び連続溶融亜鉛めっきラインの加熱温度、加熱温度からめっき浴温度までの冷却を徐冷と急冷の２段階の冷却にすること、更には合金化温度及び合金化温度からＭｓ点までの冷却速度を制御することにより、組織を微細かつ均一なフェライト・ベイナイト・マルテンサイト（一部残留オーステナイトを含む）の複合組織にし、高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを見い出して、本発明に至ったものである。
　すなわち、本発明は、Ｃ：０．０６〜０．３０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％及びｓｏ１．Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、更にＭｎ：０．６〜３．０％、Ｃｒ：０．１〜１．５％及びＭｏ：０．１〜１．０％の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を、通常の方法で熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍する際に、その加熱温度をＡｃ３点−５０℃〜９００℃にし、めっき浴温度までの冷却を、次の２段階に分けて行うこととし、まず５００〜６５０℃の温度域までは２０℃／ｓ以下の冷却速度にて冷却し、次いで、めっき浴温度までは冷却速度を上げて
　　　　ｌｎＣＲ＝−１．１８Ｍｅｑ＋３．３７
　　ここで、Ｍｅｑ（％）＝Ｍｎ＋１．５２Ｍｏ＋１．１０Ｃｒ＋０．１０Ｓｉ＋２．１Ｐ
で示される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上にて冷却した後、溶融亜鉛めっきし、次いで５００℃〜Ａｃ１点の温度にて合金化処理を施した後、ＣＲ以上の冷却速度にてＭｓ点以下に冷却することを特徴とする高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を要旨とするものである。
　以下に本発明を更に詳細に説明する。
（作用）
　第１図は本発明における連続亜鉛めっきラインの熱履歴を示している。ここで、均熱温度から５００〜６５０℃までの冷却を１次冷却、次のめっき浴温度までの冷却を２次冷却、合金化処理後の冷却を３次冷却とし、それぞれの冷却速度を１次冷却速度、２次冷却速度、３次冷却速度と呼ぶ。なお、１次冷却から２次冷却に変わる時の温度を急冷開始温度と呼ぶ。
　まず、本発明における化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ：
　Ｃは鋼板の強化に不可欠な元素であって、目的とする強度を有する鋼板を得るには、少なくとも０．０６％を添加する必要があるが、０．３０％を超えると硬質なマルテンサイトの体積率が高くなり、加工性が劣化するばかりでなく、スポット溶接性も低下する。したがって、Ｃ量は０．０６〜０．３０％の範囲とする。
Ｓｉ：
　Ｓｉはフェライト中の固溶Ｃをオーステナイト中へ排出する効果を有するため、フェライト延性を向上させることができる。しかし、過多に添加するとめっき不良を生じるので、Ｓｉ量は０．６％以下とする。
Ｐ：
　Ｐは、０．０２％以上の添加によってＳｉと同様の作用を有し、強度と伸びとのバランスを確保するために有効であるが、０．１％を超えて添加するとめっき不良等が発生するので、Ｐ量は０．１％以下とする。
Ｎｂ：
　Ｎｂは鋼板の強度を高めるための有効な元素であり、単に析出強化として寄与するだけでなく、焼入性を向上させる。また、組織を超微細均一にする効果があり、均一伸びを低下することなく局部伸びを高める効果がある。このような効果を発揮するためには、０．０１％以上が必要である。しかし０．２０％よりも過多に添加すると延性を劣化させるので好ましくない。したがって、Ｎｂ量は０．０１〜０．２０％の範囲とする。
ｓｏ１．Ａｌ：
　Ａｌは鋼の脱酸のために添加され、少なくとも０．０１％が必要である。しかし、過多に添加してもこの効果が飽和するのみならず、めっき不良を招くので好ましくない。したがって、添加量はｓｏ１．Ａｌで０．０１〜０．１％の範囲とする。
　また、本発明において用いる鋼は、上記元素に加えて、Ｍｎ，Ｃｒ及びＭｏの１種又は２種以上を適量で含有させなければならない。
Ｍｎ：
　Ｍｎはオーステナイト相を安定化し、冷却過程において硬質相の生成を容易にし、高強度を得るために添加される。しかし、添加量が少ないと高強度を達成するための十分な硬質相を得ることができないので、その下限を０．６％とする。一方、過多に添加するとバンド組織が発達し、加工性が劣化するばかりでなく、コスト高になるので、上限を３．０％とする。
Ｃｒ：
　ＣｒはＭｎと同様な効果を有し、オーステナイト相を安定化し、硬質相の生成を容易にして高強度を得るために、必要に応じて添加される。しかし、その効果を得るには少なくとも０．１％が必要であるが、過多に添加すると均一伸び及び局部伸びを低下させるので、添加量の上限を１．５％とする。
Ｍｏ：
　Ｍｏはオーステナイト相を著しく安定化し、冷却過程において硬質相の生成を容易にし、高強度化するために添加される。しかし、添加量が少ないと高強度を達成するための硬質相を得ることができないので、その下限を０．１％とする。一方、１．０％を超えて添加すると、マルテンサイトがバンド状で多量に生成するため、加工性が劣化するので、１．０％を上限とする。
　次に、本発明の方法における製造条件について説明する。
　上記の化学成分を有する鋼は、通常の工程により、製鋼、分塊又は連続鋳造を経てスラブとした後、熱間圧延を経て、ホットコイルにする。熱間圧延については、その条件は特に限定する必要はないが、均一微細なフェライトとマルテンサイト等の複合組織の溶融亜鉛めっき高強度鋼板を得るには、熱間圧延の巻取温度を低くし、均一なフェライトとベイナイトの組織にした方が好ましい。
　熱間圧延後、常法に従って、酸洗し、冷間圧延を施して薄鋼板を得る。冷間加工率は３０％以上が望ましい。
　次いで、この薄鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに導いて、以下の条件で再結晶焼鈍、溶融亜鉛めっき及び合金化処理を施す。
　再結晶焼鈍は、その加熱温度をＡｃ３点−５０℃〜９００℃にする必要がある。加熱温度がＡｃ３点−５０℃よりも低いと、未変態の再結晶フェライトが多く、均一微細な組織にすることができないので、高い局部伸びを得ることが困難となる。他方、加熱温度が９００℃よりも高いと、オーステナイト粒が粗大化し、１次、２次冷却過程でのフェライトの核が少なくなり、フェライト粒が粗大化し、組織が不均一となるため、局部伸びが劣化する。
　この再結晶焼鈍からめっき浴までの冷却は、まず、５００〜６５０℃の温度域に２０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する。この１次冷却過程は、伸び及び局部伸びを高めるのに重要な工程である。すなわち、Ｎｂ添加による変態抑止効果及び粒成長抑止効果により、低温でフェライトを微細かつ均一に析出させ、残りのオーステナイトのＣ濃度を高める。このため、オーステナイトは安定化し、めっき浴温度以上でベイナイトの生成を抑制する。しかし、冷却速度が２０℃／ｓを超えると、十分にフェライトが析出できず、オーステナイトのＣ濃度が低いために、冷却過程でベイナイトの生成量が多くなり、均一伸び及び局部伸びは劣化するので好ましくない。
　次いで、急冷開始温度から、めっき槽の温度まで、
　　　　ｌｎＣＲ＝−１．１８Ｍｅｑ＋３．３７
　　ここで、Ｍｅｑ（％）＝Ｍｎ＋１．５２Ｍｏ＋１．１０Ｃｒ＋０．１０Ｓｉ＋２．１Ｐ
で示される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上にて冷却する。次いで、溶融亜鉛めっきを施した後、５００℃〜Ａｃ１点の温度にて合金化処理した後、臨界冷却速度ＣＲ以上の冷却速度にてＭｓ点以下に冷却することにより、微細均一な複合組織鋼板を得ることができる。この２次冷却と３次冷却のいずれの冷却速度ともＣＲよりも小さいと、パーライトの生成或いはベイナイト体積率が多くなり、高延性高強度を得るのが困難である。
　以下に本発明の一実施例を示す。
（実施例）
　第１表に示す化学成分を有する鋼を４０ｋｇ真空溶製し、２０ｍｍ厚のスラブにした。このスラブを１２００℃に加熱し、仕上温度８５０℃、巻取温度５６０℃で熱間圧延し、３．２ｍｍ厚の熱延鋼板とした。得られた鋼板を酸洗、冷間圧延して、１．２ｍｍ厚（圧下率６２．５％）の冷延鋼板を得た。
　これらの冷延鋼板について第２表に示す条件で連続亜鉛めっき処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
　得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について引張特性及び１０φｍｍ打抜き穴広げ率を調べた。その結果を第２表に併記する。
　第２表より以下の如く考察される。
　本発明材のＮｏ．１〜Ｎｏ．２はいずれも８５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度で、２２％以上の高い伸びと４０％以上の高い穴広げ率（λ）を示している。
　一方、Ｎｏ．１及びＮｏ．２と同じ化学成分を有する比較材Ｎｏ．３は、急冷開始温度が８００℃と高いため、フェライトの析出が不十分であり、伸びが劣っている。
　比較材Ｎｏ．４、Ｎｏ．７、Ｎｏ．９はいずれも、Ｎｂが添加されていないので、本発明材よりも組織が粗く、強度及び穴広げ率が劣っている。
　比較材Ｎｏ．６は、冷却速度がＣＲよりも遅いため、パーライトが生成し、本発明材Ｎｏ．５よりも強度及び穴広げ率が劣っている。
　比較材Ｎｏ．１０は、Ｍｎ量が３．５１％と多いため、多量のマルテンサイトが生成し、伸び及び穴広げ率が低い。
　比較材Ｎｏ．１１は、Ｃ量が低く、また冷却速度がＣＲよりも遅いため、マルテンサイトが得られず、目的とする強度が得られていない。
　また、本発明材Ｎｏ．８は８０ｋｇｆ／ｍｍ２の高強度で、伸び及び穴拡げ率が優れている。
（発明の効果）
　以上詳述したように、本発明によれば、再結晶焼鈍の加熱温度から亜鉛めっき温度までの冷却速度を徐冷と急冷の２段階に制御することにより、均一伸び、局部伸びの向上に寄与するフェライトを微細均一に十分析出させ、また、この過程で残部オーステナイトのＣ濃度を高め、安定化することにより、亜鉛めっきから合金化処理までの間でパーライトの生成を抑制し、ベイナイトの多量の生成を防ぎ、合金化処理後の冷却により、オーステナイトをマルテンサイトに変態させることにより、フェライト、マルテンサイトを主体とした微細均一な組織にすることができる。
　したがって、６０〜１２０ｋｇｆ／ｍｍ２級で高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるので、めっきむら、パウタリング等、表面性状の向上に加えて、エネルギー費用の低減も可能である。
【図面の簡単な説明】
　第１図は本発明における連続亜鉛めっきラインの熱履歴を示す図である。