(57)【要約】【課題】本発明は、耐二次加工脆性、めっき表面性状に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。【解決手段】ｍａｓｓ（％）で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ≦０．７％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、更に、必要に応じてＴｉ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％の一種又は二種以上を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、平均粒径が５μｍ以下のフェライトと低温変態相を備えたミクロ組織を有し、引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。【選択図】    図１
2004292881.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ｍａｓｓ（％）で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ≦０．７％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、残部が実質的にＦｅからなり、平均粒径が５μｍ以下のフェライトと低温変態相を備えたミクロ組織を有し、引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
鋼組成として、更に、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％の一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
絞り比１．６の円筒深絞り成形材の縦割れ遷移温度Ｔｃ（℃）が下記式を満たすことを特徴とする請求項１又は２記載の耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｔｃ≦０．１×ＴＳ−１０８
但し、ＴＳ：鋼板引張強度（ＭＰａ）
【請求項４】
請求項１又は２記載の成分組成のスラブを熱間圧延後、平均冷却速度５〜５００℃／ｓで冷却し、６８０℃以下の温度で巻取り、酸洗後あるいは酸洗・冷間圧延後に７５０〜９５０℃の温度で焼鈍し、次いで連続溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛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、自動車部品などに用いら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、高強度で且つプレス成形後の耐二次加工脆性に優れたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
地球環境保護を目的に、自動車、化学メーカを始めとする各種産業界で、ＣＯ２ガス低減への取組みが進められている。自動車会社においては、電気自動車の開発とともに、自動車から排出されるＣＯ２ガスを減らすため、ガソリン車の燃費を車体の軽量化により向上させることが検討されている。
【０００３】
車体軽量化においては、使用鋼板の薄肉化が有効であるものの、車体剛性劣化を防止するため、鋼板強度の向上が必要で、高強度鋼板の自動車への適用拡大が検討されている。
【０００４】
しかしながら、鋼板強度を向上させた場合、プレス成形時に結晶粒界への応力集中が大きくなり、プレス成形性は劣化し、例えば、張出し成形、伸びフランジ成形などの引張応力が付与される部位に用いられる場合には、伸び、伸びフランジ性を向上させ、絞り成形で圧縮応力が付与される部位に用いられる場合には、耐縦割れ性を向上させることが必要となっている。
【０００５】
深絞り性に優れた高強度鋼板として自動車の各種部品に適用されている極低炭素ＩＦ鋼板の場合、結晶粒界が弱く、Ｍｎ，Ｐなどで高強度化された場合、プレス成形後の耐二次加工脆性が劣化し、Ｂ添加によりフェライト粒界の強度を向上させ、Ｐを低減し粒界脆化を軽減させることが行われている。
【０００６】
特開平６−５７３７３号公報は、高強度鋼板の耐縦割れ性を向上させる技術に関するもので、耐二次加工脆性に優れる高ｒ値高張力冷延鋼板の製造技術として、Ｐ添加の極低炭素Ｔｉ−Ｎｂ−Ｂ系成分組成において、Ｂ量をＳｉ，Ｍｎ，Ｐの重み付き合計量で定まる所定範囲内に調整し、耐二次加工脆性に優れた鋼板製造技術が開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平６−５７３７３号公報に記載されている鋼板の強度は、３６７．５〜５０１．８ＭＰａ（３７．５〜５１．２ｋｇｆ／ｍｍ２）で、今後必要とされる７８０ＭＰａ級自動車用高強度鋼板の製造技術が開示されているわけではない。
【０００８】
そこで、本発明では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、プレス成形後の耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造技術の提供を目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、引張強さ７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を対象に、プレス成形性に及ぼすミクロ組織の影響をカップ成形材の縦割れ試験を用いて詳細に検討し、硬質のマルテンサイト、ベイナイト等オーステナイトからの低温変態相を含む鋼板の場合は、プレス成形時のフェライトと硬質相との界面近傍における応力集中が大きく、フェライト単相組織の極低炭素ＩＦ鋼で有効とされたフェライト相の強化や、粒界強度の向上では、耐二次加工脆性は向上しないこと、及びその対策として結晶粒径の微細化が有効で、平均結晶粒径が５μｍ以下の場合、プレス成形時の、結晶粒界に対する応力集中が緩和され、耐二次加工脆性が向上するという知見を得た。
【００１０】
本発明はこれらの知見を基に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は、
１．ｍａｓｓ（％）で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ≦０．７％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、残部が実質的にＦｅからなり、平均粒径が５μｍ以下のフェライトと低温変態相を備えたミクロ組織を有し、引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
２．鋼組成として、更に、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％の一種又は二種以上を含有することを特徴とする１記載の耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
３．絞り比１．６の円筒深絞り成形材の縦割れ遷移温度Ｔｃ（℃）が下記式を満たすことを特徴とする請求項１又は２記載の耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】
Ｔｃ≦０．１×ＴＳ−１０８
但し、ＴＳ：鋼板引張強度（ＭＰａ）
４．１又は２記載の成分組成のスラブを熱間圧延後、平均冷却速度５〜５００℃／ｓで冷却し、６８０℃以下の温度で巻取り、酸洗後あるいは酸洗・冷間圧延後に７５０〜９５０℃の温度で焼鈍し、次いで連続溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明における、成分組成、ミクロ組織等について以下に詳細に説明する。
１．成分組成
Ｃ
Ｃは、鋼の強化に有効で０．０３％以上添加する。一方、０．１５％を超えると、伸びフランジ性や深絞り性が劣化するため、０．０３〜０．１５％とする。
【００１５】
Ｓｉ
Ｓｉは、鋼を強化するために０．７％以下の範囲内で添加してもよい。０．７％を超えると、溶融亜鉛めっきの密着性が低下し、不均一なめっき皮膜が形成される。めっき表面が不均一な場合、深絞り成形時、鋼板表面への応力集中が生じ、成形後の耐二次加工脆性に好ましくないため、Ｓｉを添加する場合には０．７％以下とする。
【００１６】
Ｍｎ
Ｍｎは、鋼の焼入れ強化に有効で、７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るため、２．０％以上添加する。一方、３．０％を超えると、スラブに表面欠陥が生じ易くなり、圧延、溶融亜鉛めっき処理後の表面外観が著しく劣化するため、２．０〜３．０％とする。
【００１７】
Ｐ
Ｐは、鋼の強化に有効なため、本発明では０．０５％以下含有させることができる。０．０５％を超えると、鋳造時のＰの偏析に起因した不均一組織が板厚中央部に発達し、延性が劣化する。そのため、Ｐは０．０５％以下とする。
【００１８】
Ｓ
Ｓは、不純物であり、鋼中に過剰に存在すると、スラブ加熱時にオーステナイトの結晶粒界に偏析し、熱間圧延の際、鋼板表層部から赤熱脆性が起こり易くなるため、０．０１％以下とする。
【００１９】
ｓｏｌ．Ａｌ
Ａｌは、鋼の脱酸のため、０．０１％以上添加する。一方、０．１％を超えると溶融亜鉛めっき後の表面外観が著しく劣化するため、０．０１〜０．１％とする。
【００２０】
Ｎ
Ｎは、鋼中に過剰に存在すると、溶鋼鋳造時、スラブ表面に割れが発生し易くなるため０．００５％以下とする。
【００２１】
Ｎｂ
Ｎｂは、微細炭化物を形成し、また、固溶状態で存在し、フェライトおよび低温変態相を細粒化するため、０．００５％以上添加する。一方、０．１％を超えると、焼鈍時のフェライト、オーステナイトの再結晶化が抑制され、加工組織が残留し、延性が劣化するため、０．００５〜０．１％とする。
【００２２】
本発明は以上が基本成分組成で、所望する特性に応じてＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｂの一種または二種以上を添加することが出来る。
【００２３】
Ｔｉ
Ｔｉは、微細炭化物を形成し、組織を微細組織とするため０．００５％以上添加する。一方、０．１％を超えるとその効果は飽和し、めっき表面外観が劣化するため、０．００５〜０．１％とする。
【００２４】
Ｖ
Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させ、強度を向上させるため、０．０１％以上添加する。一方、０．５％を超えるとその効果が飽和するため、０．０１〜０．５％とする。
【００２５】
Ｃｒ
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させ、強度を向上させるため、０．０１％以上添加する。一方、０．５％を超えるとその効果が飽和し、めっき表面外観が著しく劣化するため、０．０１〜０．５％とする。
【００２６】
Ｂ
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させ、強度を向上させるとともに、オーステナイト粒界に偏析し、粒成長の抑制により、低温変態相を微細化するため、０．０００２％以上添加する。一方、０．００２％を超えるとその効果が飽和するため、０．０００２〜０．００２％とする。
【００２７】
本発明で、「残部が実質的にＦｅ」とは、本発明の成分組成として記載がない元素であっても本発明の作用効果を損なわないことを限度に、その含有を許容することを意味する。
【００２８】
２．ミクロ組織
フェライト及び低温変態相両者の平均結晶粒径：５μｍ以下
本発明鋼板は、フェライトとマルテンサイト及び／又はベイナイトを有する複合組織で、特に軟質相のフェライトとオーステナイトからの低温変態相である硬質相のマルテンサイト及び／又はベイナイトの平均結晶粒径を共に５μｍ以下の微細組織とすることを特徴とする。
【００２９】
図２に、鋼板の耐二次加工脆性に及ぼすフェライト（母相）とマルテンサイト及び／又はベイナイト（第二相）の平均結晶粒径の影響を縦割れ試験で調査した結果を示す。
【００３０】
縦割れ試験では、供試鋼として成分組成がＣ：０．０５０〜０．０７５％、Ｓｉ：０．０２〜０．２６％、Ｍｎ：２．１〜２．５％、Ｐ：０．０１〜０．０３％、Ｓ：０．００１〜０．０１０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｎ：０．００１５〜０．００４５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｒ：０．０７〜０．１５％、Ｖ：０．０７〜０．１４％、残部が実質的にＦｅで、引張強度（ＴＳ）：８１０〜８４０ＭＰａ，フェライト（母相）の平均粒径（ｄＦ）：１〜１１μｍ、低温変態相（第二相）の平均結晶粒径（ｄＳ）：１〜９μｍの溶融亜鉛めっき鋼板（板厚１．２ｍｍ）を用いた。
【００３１】
これらの鋼板から、図１に示すように、試験用サンプルとして、１２０ｍｍφのブランクを採取し、絞り比１．６で７５ｍｍφのカップを成形後、カップ高さ３０ｍｍにトリムした後、冷媒中で、カップの開口試験を実施し、カップ側壁部に縦割れが発生しない縦割れ臨界温度（Ｔｃ）を求めた。
【００３２】
図２より明らかなように、フェライト（母相）の平均粒径（ｄＦ）が５μｍ以下、低温変態相（第二相）の平均結晶粒径（ｄＳ）が１〜３μｍで共に微細な場合、縦割れ臨界温度Ｔｃは−１００〜−４０℃と低く良好な縦割れ臨界温度（Ｔｃ）が得られている。
【００３３】
引き続いて、上記と同様のカップ成形材の縦割れ試験により、耐二次加工脆性に及ぼす引張強度、フェライト、オーステナイトの低温変態相の粒径の影響を調査し、良好な耐二次加工脆性の得られる温度を求めた。用いた鋼板は、ｍａｓｓ％でＣ：０．０６〜０．１４、Ｓｉ：０．０１〜０．２５、Ｍｎ：２．２〜２．７、Ｐ：０．０１〜０．０３、Ｓ：０．００１〜０．００７、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．０５、Ｎ：０．００２０〜０．００４０、Ｎｂ：０．０２〜０．０５、Ｃｒ：０．０７〜０．２０の化学成分を有し、ＴＳが８００〜１１００ＭＰａ、フェライトの平均粒径が１〜９μｍ、オーステナイトから低温変態した第二相の平均粒径が１〜９μｍである溶融亜鉛めっき鋼板（板厚：１．２ｍｍ）である。
【００３４】
縦割れ試験結果を、引張強度ＴＳ、フェライトの平均粒径ｄＦ、第二相の平均粒径ｄｓで整理して、図３に示す。ＴＳの増大に伴い、Ｔｃは高くなり、耐二次加工脆性は劣化する。特に、ＴＳに対し、Ｔｃが図中の直線より上、即ち０．１×ＴＳ−１０８を超える場合には、Ｔｃは安定して０℃以下の特性が得られない。つまり、フェライトの平均粒径ｄＦが７〜９μｍと大きい場合（図中の黒丸）、８３０ＭＰａ以上のＴＳでは、Ｔｃは安定して０℃以下とならず、良好な耐二次加工脆性が得られない。また、フェライトの平均粒径ｄＦが２〜５μｍと小さくても、第二相の平均粒径が６〜９μｍと大きい場合（図中の×）、９７０ＭＰａ以上のＴＳでは、Ｔｃは安定して０℃以下とならず、良好な性能が得られない。これらは、いずれもプレス成形時のフェライト／第二相の界面への応力集中が大きいための特性劣化と考えられる。一方、Ｔｃが０．１×ＴＳ−１０８以下の場合には、良好な特性が得られている。つまり、フェライトの平均粒径ｄＦが３〜５μｍ、第二相の平均粒径が１〜５μｍと小さい場合（図中の△）、８００〜１０７０ＭＰａのＴＳの範囲で、Ｔｃは０℃以下と低温の特性が得られている。さらに、フェライトの平均粒径ｄＦが１〜３μｍ（但し、上限の３μｍは含まず）、第二相の平均粒径が１〜４μｍと小さい場合（図中の○）、８００〜１１００ＭＰａのＴＳの範囲で、Ｔｃは−９０〜−４０℃以下と低く、非常に良好な特性が得られている。
【００３５】
このように、フェライトとマルテンサイト、ベイナイトなどの硬質相を有する７８０ＭＰａ以上の引張強度の溶融亜鉛めっき鋼板において、耐二次加工脆性を向上させるには、フェライト相オーステナイトの低温変態相のいずれも平均粒径で５μｍ以下に細粒化する必要があり、またこの鋼板では、絞り比１．６の円筒深絞り成形材の縦割れ遷移温度ＴｃがＴＳとの関係式で表される０．１×ＴＳ−１０８以下の低温の特性を有していることから、加工度の大きい部品にプレス成形された後でも使用環境の厳しい寒冷地で使用できることが明らかとなった。
【００３６】
３．熱延条件
本発明では、平均結晶粒径５μｍ以下の微細組織とするため、熱間圧延後の冷却速度とコイル巻取温度及び焼鈍温度を規定する。
【００３７】
熱間圧延後の平均冷却速度が、５℃／ｓ未満の場合、巻取り後の結晶粒径が粗大化し、焼鈍によってもフェライトとオーステナイトからの変態組織は細粒化されず、平均結晶粒径が５μｍ以下とならない。
【００３８】
一方、５００℃／ｓを超えると、冷却による微細化効果は飽和し、冷却に特殊な設備が必要となり設備負荷が大きくなるため、平均冷却速度は５〜５００℃／ｓとする。
【００３９】
コイル巻取り温度は、６８０℃を超えると、板厚表層の組織が粗大化し、焼鈍後に板厚方向で不均一な組織となり、平均結晶粒径５μｍ以下の微細組織が得られないため、巻取り温度は６８０℃以下とする。
【００４０】
本発明鋼の製造において、鋼の溶製、鋳造は成分偏析、組織の均一性がえられるものならば良く特にその方法は規定しない。熱間圧延は鋳造後、直ちに、或いは冷却し再加熱後、粗圧延、仕上圧延後、コイル巻き取りを行う。
【００４１】
板厚方向の組織の均一化を測るため、仕上圧延終了温度はＡｒ３点以上とするのが好ましい。
【００４２】
熱延後、酸洗し、必要に応じて冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっき処理を行なう。焼鈍条件は、粗大組織とならないように焼鈍温度を７５０〜９５０℃とする。より好ましくは７５０〜９００℃とする。溶融亜鉛めっき条件は特に規定せず、亜鉛めっき後、めっき層に合金化処理を行なうことができる。
【００４３】
【実施例】
（実施例１）
種々の成分組成の鋼を用いて本発明の効果を確認した。表１に供試鋼の化学成分を示す。鋼１〜７は、本発明鋼で、鋼８〜１４は比較鋼である。
【００４４】
それぞれの鋼を実験室にて溶製後、鋳造し、板厚５０ｍｍのスラブを製造した。但し、鋼７は、電気炉にて溶製した。該スラブを板厚３０ｍｍに分塊圧延し、大気炉で１２５０℃×１ｈｒの加熱処理し、熱間圧延に供した。
【００４５】
仕上圧延を８７０℃で終了し、平均冷却速度３０℃／ｓで冷却後、５５０℃×１ｈｒの巻取り相当の熱処理を施し、板厚４ｍｍの熱延板とした。酸洗後、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延し、８３０℃で１８０ｓｅｃ均熱し、平均冷却速度５℃／ｓｅｃで冷却し、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬した後、５５０℃で亜鉛めっき層の合金化処理を施した。その後、伸長率１．０％で調質圧延を施した。得られた亜鉛めっき鋼板について、引張特性、耐二次加工脆性、めっき表面外観の評価および組織観察を行った。
【００４６】
引張試験はＪＩＳＺ２２４１に準拠した方法により、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上を特性良好（表中○で表示）、７８０ＭＰａ未満の場合を強度不足（表中×で表示）とした。
【００４７】
耐二次加工脆性は、カップ成形材の縦割れ試験で、縦割れ遷移温度（Ｔｃ）が０．１×ＴＳ−１０８以下の場合、特性良好（表中○で表示）、０．１×ＴＳ−１０８超えの場合、特性不良（表中×で表示）とした。
【００４８】
めっき表面外観は、幅１００ｍｍ×長さ１５００ｍｍの範囲を目視で観察し、不めっき、点状およびすじ状欠陥が観察された場合、表面性状不良（×）と判定した。
【００４９】
フェライトと低温変態相の平均結晶粒径は、鋼板断面組織を１５００倍の走査型電子顕微鏡で観察し、各々２００個について求めた。
【００５０】
表２に、これらの結果を示す。本発明例Ｎｏ．１〜７は本発明鋼番１〜７を用い、引張強度（ＴＳ）が７９５〜１０１０ＭＰａ，フェライトの平均結晶粒径が１〜３μｍ、低温変態相の平均結晶粒径が２〜４μｍで、いずれの縦割れ遷移温度（Ｔｃ）も０．１×ＴＳ−１０８以下で、−９０〜−３５℃と低温であり、良好な耐二次加工脆性が得られている。また、良好なめっき表面性状であった。
【００５１】
一方、比較例Ｎｏ．８〜１４は成分組成が本発明範囲外の比較鋼Ｎｏ．８〜１４を用いた例であり、本発明例と比較して特性に劣っている。
【００５２】
比較例Ｎｏ．８，９は、ＴＳが６８０ＭＰａ，６４５ＭＰａと低い。比較例Ｎｏ．１０はＴＳが８１０ＭＰａ，フェライト、低温変態相の平均結晶粒径はそれぞれ３μｍ、５μｍであるが、不めっき状欠陥が観察された。また、深絞り成形後の縦割れ遷移温度は−１０℃と高い。
【００５３】
比較例Ｎｏ．１１は、ＴＳが８４０ＭＰａ，フェライト、低温変態相の平均結晶粒径はいずれも５μｍ以下で，深絞り成形後の縦割れ遷移温度も−５０℃と良好であったが、めっき表面に不めっき部が観察された。
【００５４】
比較例Ｎｏ．１２は、ＴＳとして８３０ＭＰａが得られているが、フェライト、低温変態相の平均結晶粒径がいずれも６μｍであり、縦割れ遷移温度が３０℃と高く、耐二次加工脆性に劣っている。
【００５５】
比較例Ｎｏ．１３は、ＴＳとして９３０ＭＰａが得られているが、多量のＮｂを含有しているためフェライトに加工組織が存在し、深絞り成形後の縦割れ遷移温度が６０℃で、耐二次加工脆性に劣っている。
【００５６】
比較例Ｎｏ．１４は，多量のＣを含有しているため、ＴＳは１０６０ＭＰａであるが、深絞り性に劣っている。
【００５７】
（実施例２）
次に、本発明範囲内の成分組成の鋼番７を用いて、製造条件の影響について調査した。鋼番７を電気炉で出鋼し、板厚２２０ｍｍのスラブとし、１２７０℃で１．５ｈｒ加熱後粗圧延し、８８０℃で仕上圧延を行った。
【００５８】
この内、１本の熱延材を用いて、仕上圧延後、コイル巻取温度までの冷却速度を圧延方向で平均２〜５００℃／ｓに変化させた後、６００℃でコイルに巻取り、板厚４ｍｍの熱延材を製造した。また、他の３本の熱延材は仕上圧延後、コイル巻取温度まで平均２０℃／ｓの速度で冷却した後、それぞれ５５０、６５０、７００℃でコイルに巻取り、板厚４ｍｍの熱延コイルとした。この熱延コイルを酸洗した後、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延した、この冷延板を８６０℃に加熱し、−５〜−１０℃／ｓの平均速度で冷却した後、４６０℃で溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、その後５５０℃で合金化処理を施し、室温まで冷却した。また、めっき後、各々の焼鈍板に、伸長率１．０％の調質圧延を施した。各々の焼鈍コイルで、熱間圧延時にコイルに巻取るまでの冷却速度と巻取温度を変化させた場所に対応する位置から、引張試験、カップ成形材の縦割れ試験、めっき表面および断面組織の観察に使用するサンプルを採取し、実施例１と同様の方法にて、特性を評価した。この評価結果を表３に示す。
【００５９】
鋼板Ｎｏ．２１は仕上圧延後、巻取温度までの平均冷却速度が２℃／ｓと本発明範囲外で遅く、フェライトおよび低温変態相の平均粒径５μｍ超えと大きく、縦割れ遷移温度が５０℃と高く耐二次加工脆性に劣って比較例となっている。
【００６０】
鋼板Ｎｏ．２２〜２８は、仕上圧延後、巻取温度までの平均冷却速度および巻取温度が本発明範囲内で、引張強度、耐二次加工脆性およびめっき表面外観に優れている。
【００６１】
鋼板Ｎｏ．２９は、巻取温度が７００℃と高く本発明範囲外で、フェライトの平均粒径７μｍが大きいため、縦割れ遷移温度が３０℃と高く耐二次加工脆性に劣って比較例となっている。
【００６２】
【表１】
2004292881.tif 000003
【００６３】
【表２】
2004292881.tif 000004
【００６４】
【表３】
2004292881.tif 000005
【００６５】
【００６６】
【発明の効果】
本発明によれば、自動車用鋼板として最適な耐二次加工脆性およびめっき表面外観に優れた７８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られ産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】耐二次加工脆性評価試験方法（カップ成形材による縦割れ試験）を模式的に示す図。
【図２】縦割れ遷移温度に及ぼすフェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）、マルテンサイト、ベイナイトの平均結晶粒径（ｄｓ）の影響を示す図。
【図３】縦割れ遷移温度に及ぼすフェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）、マルテンサイト、ベイナイトの平均結晶粒径（ｄｓ）及び鋼板強度の影響を示す図。
【図１】
2004292881.tif 000006
【図２】
2004292881.tif 000007
【図３】
2004292881.tif 000008