(57)【要約】【課題】  成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板とその製造方法を提供する。【解決手段】  Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００５〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜３．３％、Ｐ：０．００１〜０．０６％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜１．８％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％を含み、金属組織がフェライトと面積率で５％以上６０％以下の焼戻しマルテンサイトからなる成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板で、その製造方法は、上記成分を含むスラブを熱延後冷延し、溶融亜鉛めっき加熱工程にてＡｃ1 〜Ａｃ3 ＋１００℃に加熱し、３０秒〜３０分保持後、１℃／ｓ以上の冷却速度で４５０〜６００℃に冷却し、この温度で溶融亜鉛めっき処理後、１℃／ｓ以上の冷却速度でマルテンサイト変態点以下の温度まで冷却し、２００℃以上５００℃以下で１秒〜５分保持後、５℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却する。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００５〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜３．３％、Ｐ：０．００１〜０．０６％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜１．８％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトと面積率で５％以上６０％以下の焼戻しマルテンサイトからなることを特徴とする成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板。
【請求項２】
前記溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板が、質量％で、更に、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板。
【請求項３】
更に、前記溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板が、Ａｌを質量％で、０．２５〜１．８％の範囲で、Ｓｉ，Ａｌの質量％と、狙いの引張強度（ＴＳ）が下記１式を満足することを特徴とする請求項１または２記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板。
(0.0012×[TS 狙い値] −0.29−[Si])／1.45＜Ａｌ＜1.5 −3 ×[Si]・・・ １式
[TS 狙い値] ：鋼板の引張強度設計値（ＭＰａ）、[Si]：Ｓｉ質量％、Ａｌ：Ａｌ質量％
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００５〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜３．３％、Ｐ：０．００１〜０．０６％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜１．８％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを熱延後冷延し、溶融亜鉛めっき加熱工程にてＡｃ1 〜Ａｃ3 ＋１００℃の温度に加熱し、３０秒〜３０分保持後、１℃／ｓ以上の冷却速度で４５０〜６００℃の温度に冷却し、次いでこの温度で溶融亜鉛めっき処理を施し、その後１℃／ｓ以上の冷却速度でマルテンサイト変態点以下の温度まで冷却した後、２００℃以上５００℃以下の温度に１秒〜５分保持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却することによりフェライトと面積率で５％以上６０％以下の焼戻しマルテンサイトからなる金属組織を有することを特徴とする成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記溶融亜鉛めっき処理後に、合金化処理を施すことを特徴とする請求項４記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層上に、更に、クロメート処理、無機皮膜処理、化成処理、樹脂皮膜処理の何れか１種または２種以上の後処理を施すことを特徴とする請求項４または５記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板が、質量％で、更に、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４〜６の何れかの項に記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
更に、前記溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板が、Ａｌを質量％で、０．２５〜１．８％の範囲で、Ｓｉ，Ａｌの質量％と、狙いの引張強度（ＴＳ）が下記１式を満足することを特徴とする請求項４〜７の何れかの項に記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
(0.0012×[TS 狙い値] −0.29−[Si])／1.45＜Ａｌ＜1.5 −3 ×[Si]・・・ １式
[TS 狙い値] ：鋼板の引張強度設計値（ＭＰａ）、[Si]：Ｓｉ質量％、Ａｌ：Ａｌ質量％
【請求項９】
前記冷延から溶融亜鉛めっき加熱工程の間に、Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｓｎ，Ｃｕのうちの１種または２種以上のプレめっきを鋼板片面当たり０．０１〜２．０ｇ／ｍ2 施すことを特徴とする請求項４〜８の何れかの項に記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記プレめっきの前に鋼板を酸洗処理を施すことを特徴とする請求項９記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費向上、車体軽量化がより一層要求されつつあり、軽量化のために高強度鋼板のニーズが高まっている。しかし、この高強度鋼板は強度の上昇に伴い成形が困難となり、特に、鋼材の伸びが低下する。これに対し、最近では強度と伸びの双方が高いＴＲＩＰ鋼（高残留オーステナイト鋼）が自動車の骨格部材に使用されるようになってきている。
【０００３】
しかし、従来のＴＲＩＰ鋼は１％を超えるＳｉを含有するために、めっきが均一に付着しにくく、適用可能な部材は限定される。更に、残留オーステナイト鋼において高強度を維持するためには多量のＣ添加が必要であり、ナゲット割れ等の溶接上の問題があった。このため、Ｓｉ量低減を目的とした溶融亜鉛めっき高強度鋼板が特許文献１で提案されている。しかし、この技術ではめっき性と延性の向上は望めるものの、前述した溶接性の改善は望めない上に、ＴＳ≧９８０ＭＰａのＴＲＩＰ鋼では非常に高い降伏応力となるため、プレス時などで形状凍結性が悪化するという問題があった。そこで、ＤＰ鋼（複合組織鋼）で上記問題を解決すべく本発明者らは先に特許文献２にて、Ｓｉ，Ａｌ，ＴＳバランスを特定の範囲とし、降伏応力の低いＤＰ鋼で、これまで以上の伸びが確保できる溶融亜鉛めっき高強度鋼板を工業的に製造できる技術を提案した。
【０００４】
ところが、最近においては、部材によっては加工穴部を拡張してフランジを形成させるバーリング加工が行われる部材も少なくなく、穴拡げ性も重要な特性として併せ持つ鋼板が要求されて始めている。この要望に対し上述した特許文献２で提案したようなフェライト＋マルテンサイトのＤＰ鋼では、マルテンサイトとフェライトとの強度差が大きいことから、穴拡げ性が劣るという問題を抱えている。
【０００５】
【特許文献１】特開２０００−３４５２８８号公報
【特許文献２】特願２００３−２３９０４０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、上述した従来の問題を解決し、成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法を工業的規模で実現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】
【０００７】
本発明者らは、成形性、めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合組織高強度鋼板とその製造方法について鋭意検討した結果、ＤＰ鋼において、鋼成分の最適化、すなわち、Ｓｉ量の低減、Ａｌを代替元素とすることで溶融亜鉛めっきの密着性を向上させ、しかもＳｉとＡｌの関係式を特定すると共にＣ，Ｍｎの添加量を制限することで強度と伸びの双方に優れる材質特性を持たせることができ、加えて溶融亜鉛めっき工程後に、必要な加熱処理を施すことで、穴拡げ性や脆性に安定した材質が得られることを見いだした。このような技術思想により設計された鋼板は、降伏応力の低いＤＰ鋼において、従来の残留オーステナイト鋼に準ずるフェライトと面積率で５％以上６０％以下の焼戻しマルテンサイトを主体とした金属組織とすることで、これまで以上の伸びが確保でき、穴拡げ性に優れる溶融亜鉛めっきに最適なＤＰ組織を得ることができることを見いだした。
【０００８】
更に、本発明においては、遅れ破壊や二次加工脆性の問題が生じないように、不可避的に含まれる５％以下の残留オーステナイトを許容しても構わない。本発明は上述した技術思想に基づくもので、その要旨は次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００５〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜３．３％、Ｐ：０．００１〜０．０６％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜１．８％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトと面積率で５％以上６０％以下の焼戻しマルテンサイトからなることを特徴とする成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板。
（２）前記溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板が、質量％で、更に、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板。
（３）更に、前記溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板が、Ａｌを質量％で、０．２５〜１．８％の範囲で、Ｓｉ，Ａｌの質量％と、狙いの引張強度（ＴＳ）が下記１式を満足することを特徴とする（１）または（２）記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板。
(0.0012×[TS 狙い値] −0.29−[Si])／1.45＜Ａｌ＜1.5 −3 ×[Si]・・・ １式
[TS 狙い値] ：鋼板の引張強度設計値（ＭＰａ）、[Si]：Ｓｉ質量％、Ａｌ：Ａｌ質量％
（４）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００５〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜３．３％、Ｐ：０．００１〜０．０６％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜１．８％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを熱延後冷延し、溶融亜鉛めっき加熱工程にてＡｃ1 〜Ａｃ3 ＋１００℃の温度に加熱し、３０秒〜３０分保持後、１℃／ｓ以上の冷却速度で４５０〜６００℃の温度に冷却し、次いでこの温度で溶融亜鉛めっき処理を施し、その後１℃／ｓ以上の冷却速度でマルテンサイト変態点以下の温度まで冷却した後、２００℃以上５００℃以下の温度に１秒〜５分保持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却することによりフェライトと面積率で５％以上６０％以下の焼戻しマルテンサイトからなる金属組織を有することを特徴とする成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
（５）前記溶融亜鉛めっき処理後に、合金化処理を施すことを特徴とする（４）記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
（６）前記亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層上に、更に、クロメート処理、無機皮膜処理、化成処理、樹脂皮膜処理の何れか１種または２種以上の後処理を施すことを特徴とする（４）または（５）記載の成形性および穴拡げ性に優れた  溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
（７）前記溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板が、質量％で、更に、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（４）〜（６）の何れかの項に記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
（８）更に、前記溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板が、Ａｌを質量％で、０．２５〜１．８％の範囲で、Ｓｉ，Ａｌの質量％と、狙いの引張強度（ＴＳ）が下記１式を満足することを特徴とする（４）〜（７）の何れかの項に記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
(0.0012×[TS 狙い値] −0.29−[Si])／1.45＜Ａｌ＜1.5 −3 ×[Si]・・・ １式
[TS 狙い値] ：鋼板の引張強度設計値（ＭＰａ）、[Si]：Ｓｉ質量％、Ａｌ：Ａｌ質量％
（９）前記冷延から溶融亜鉛めっき加熱工程の間に、Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｓｎ，Ｃｕのうちの１種または２種以上のプレめっきを鋼板片面当たり０．０１〜２．０ｇ／ｍ2 施すことを特徴とする（４）〜（８）の何れかの項に記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
（１０）前記プレめっきの前に鋼板を酸洗処理を施すことを特徴とする（９）記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、自動車部品等に使用される成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板を提供することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
先ず、本発明に規定する溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の成分および金属組織の限定理由について説明する。
【００１１】
Ｃは、強度確保とマルテンサイト組織の安定化の基本元素として必須の成分である。Ｃが０．０１％未満では強度が確保できず、またマルテンサイト相が形成されない。一方、０．３％を超えると、強度が上がり過ぎ、延性が不足すると共に溶接性が劣化する。従って、Ｃの範囲は０．０１〜０．３％、好ましくは０．０３〜０．１５％である。
【００１２】
Ｓｉは、強度と延性を確保するために添加される元素であるが、０．６％を超える添加により溶融亜鉛めっき性が劣化する。このため、Ｓｉの範囲は０．００５〜０．６％とし、更に溶融亜鉛めっき性を重視する場合には０．１％以下が好ましい。
【００１３】
Ｍｎは、強度確保の観点から添加が必要であることに加え、炭化物の生成を遅らせる元素であり、オーステナイトの生成に必要な元素である。Ｍｎが０．１％未満では強度が満足されない。また、Ｍｎが３．３％を超える添加ではマルテンサイトが増加し過ぎ強度上昇を招くと共に強度にバラツキが大きくなる他、延性が不足し工業材料として使用できない。このため、Ｍｎの範囲は０．１〜３．３％とした。
【００１４】
Ｐは、鋼板の強度を上げる元素として必要な強度レベルに応じて添加するが、添加量が多いと粒界に偏析するため局部延性を劣化させ、同時に溶接性をも劣化させるので、Ｐの上限値は０．０６％とした。一方、Ｐの下限は精錬のコストアップを回避するため０．００１％とした。
【００１５】
また、Ｓは、ＭｎＳを生成することで局部延性、溶接性を劣化させる元素であり、鋼中に存在しない方が好ましい元素であるため上限を０．０１％としたが、下限は精錬のコストアップを回避するため０．００１％とした。
【００１６】
Ａｌは、フェライト生成を促進させるために必要な元素であり、延性向上に有効であり、かつ多量の添加でも溶融亜鉛めっき性を阻害することはなく、しかも脱酸元素としても作用する。従って、延性向上の観点からＡｌは０．０１％以上含有させる必要があるが、Ａｌを過度に添加しても上記効果は飽和し、却って鋼を脆化させると同時に溶融亜鉛めっき性を低下させるため、その上限１．８％とした。鋼板強度を確保する観点から０．２５％以上１．８％以下の添加が好ましい。
【００１７】
Ｎは、不可避的に含まれてくる元素であるが、多量に含有する場合には時効性を劣化させるのみならず、ＡｌＮ析出量が多くなってＡｌ添加の効果を減少させるので０．０１％以下の含有が望ましい。また、不必要にＮを低減することは製鋼工程でのコストが増大するので、０．０００５％以上に制御することが好ましい。
【００１８】
本発明において、更に高い強度を必要とする場合、めっき密着性改善のためにＳｉの代替として多量にＡｌを添加する場合には、特に０．２５％≦Ａｌ≦１．８％の場合に、Ａｌ，ＳｉとＴＳバランスを次の１式の範囲にすることで十分なフェライトを確保することができ、一層の溶融亜鉛めっき性と延性の両方が確保できる。
(0.0012×[TS 狙い値] −0.29−[Si])／1.45＜Ａｌ＜1.5 −3 ×[Si]・・・ １式
ただし、上記１式で、[TS 狙い値] は鋼板の引張強度設計値（ＭＰａ）、[Si]はＳｉ質量％、ＡｌはＡｌ質量％を意味するものである。
【００１９】
更に、本発明では上記成分に加え、更に、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％のうちの１種または２種以上を添加することができる。
【００２０】
Ｍｏは、鋼板の強度と焼入れ性に効果があり、０．０５％未満ではＭｏ特有の焼入れ性の効果が発揮できず、十分なマルテンサイトが形成されず強度が不足する。一方、０．５％以上の添加はフェライト生成を抑制し延性を劣化し、同時にめっき性をも劣化させるので０．５％を上限とした。
【００２１】
Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂは強度向上の目的で、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％の範囲で添加することができる。また、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕも強化元素として添加できるが１％以上では延性および化成処理性が劣化する。更に、Ｃａ，ＲＥＭは介在物制御と穴拡げ性を改善できることからそれぞれＣａ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％の範囲で添加することができる。更に、Ｂは焼入れ性とＢＮ析出による有効Ａｌを増加させる観点からＢ：０．０００３〜０．００２％添加することができる。
【００２２】
本発明において、鋼板の組織をフェライトとマルテンサイトの複合組織とする理由は強度・延性バランスに優れた鋼板を得るためである。フェライトとはポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライトを指す。なお、焼鈍後の冷却により、一部ベイナイトが生成しても構わない。なお、オーステナイトが残存すると２次加工脆化や遅れ破壊性が悪化するため不可避的に残存する堆積率で５％以下の残留オーステナイトを許容するが実質的には残留オーステナイトを含まない方が好ましい。
【００２３】
更に、本発明においては、溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の金属祖期において最大の特徴は、鋼中に面積率で５％以上６０％以下の焼戻しマルテンサイトを有することである。この焼戻しマルテンサイトは、溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程で生成したマルテンサイトがマルテンサイト変態点以下の冷却後、２００〜５００℃の加熱処理により焼戻され焼戻しマルテンサイト組織となる。ここで、焼戻しマルテンサイトの面積率が５％未満では組織間の硬度差が大きくなり過ぎて穴拡げ率の向上が見られず、一方、６０％超では鋼板強度が低下し過ぎるため焼戻しマルテンサイトの面積率は５％以上６０％以下とした。更に、残留オーステナイトを５％以下として遅れ破壊や２次加工脆化の問題が生じないようにし、実質的にフェライトとマルテンサイトと焼戻しマルテンサイト組織を主相となり鋼板中にバランスよく存在することにより加工性と穴拡げ率が改善されるものと考えられる。なお、溶融亜鉛めっき処理後にマルテンサイト変態点温度以下まで冷却した後、加熱・焼戻処理するのは、めっき前ではめっき工程により更に焼戻されてしまい、所望の焼戻しマルテンサイト量を得られないためである。
【００２４】
次に、本発明による溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の製造方法について説明する。本発明による溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板の素材は上述した鋼成分組成を含むスラブを通常の熱延工程を経て製造された熱延鋼板を酸洗し、冷延後、連続溶融亜鉛めっきラインの加熱工程にてＡｃ1 〜Ａｃ3 ＋１００℃の温度範囲で焼鈍される。この場合、焼鈍温度がＡｃ1 未満の温度では鋼板組織が不均一になり、一方、Ａｃ3 ＋１００℃を超える温度ではオーステナイトが粗大化し、フェライト生成が抑制され延性が低下する。経済的観点からは上限の温度は９００℃以下が望ましい。また、上記焼鈍における保持時間は層状組織を乖離するために３０秒以上３０分以下が望ましい。３０分超の保持時間は前記効果が飽和し、生産性が低下する。このようにして焼鈍された鋼板は次いで冷却されるが、この冷却に際しては、１℃／ｓ以上、好ましくは２０℃／ｓ以上の冷却速度で４５０〜６００℃まで冷却される。冷却温度が６００℃超では鋼板中にオーステナイトが残留し易くなると共に、二次加工性、遅れ破壊性が劣化する。一方、４５０℃未満では、この後の溶融亜鉛めっき処理に対して温度が低くなり過ぎ、めっき処理に支障をきたすことになる。なお、冷却速度は１℃／ｓ以上、好ましくは２０℃／ｓ以上とする。
【００２５】
このようにして焼鈍を施され、冷却された鋼板は、溶融亜鉛めっき処理の間で３００〜５００℃の温度で６０秒〜２０分保持する過時効処理を施しても差し支えない。この過時効処理はしない方が好ましいが、前述した条件程度の過時効処理であれば材質に大きな影響を与えることはない。
【００２６】
このようにして処理された鋼板は、次いで溶融亜鉛めっき処理が施されるが、このめっき処理は通常行われているめっき条件で差し支えない。溶融亜鉛めっき浴の温度は従来から適用されている条件でよく、例えば、４４０〜５００℃という条件が適用できる。また、溶融金属としては、亜鉛が主体であれば不可避的にＰｂ，Ｃｄ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｎ等を含有してよい。更に、めっき層の品質等を向上させるためにめっき層がＭｇ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ａｌを所定量含有していてもよい。また、溶融亜鉛めっき量としては鋼板片面当たり３０〜２００ｇ／ｍ2 とすることで種々の用途に適用することができる。なお、本発明においては、上記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板として差し支えない。この場合、合金化処理条件としては４７０〜６００℃とすることで合金化溶融亜鉛めっき層内のＦｅ濃度が適正化され、例えば、Ｆｅがｍａｓｓ％で７〜１５％に制御できる。
【００２７】
上記溶融亜鉛めっき処理後、或いは合金化溶融亜鉛めっき処理後、鋼板はマルテンサイト変態点温度以下まで冷却して鋼板内にマルテンサイト組織を生成させる。マルテンサイト変態点Ｍｓは、Ｍｓ（℃）＝ 561− 471×C(%)−33×Mn(%)−17×Ni(%) −17×Cr(%) −21×Mo(%) で求められるが、Ｍｓ（℃）以上ではマルテンサイトが生成しない。また、前記冷却における冷却速度は１℃／ｓ以上が好ましい。確実にマルテンサイト組織を得るためには３℃／ｓ以上の冷却速度が好ましい。
【００２８】
このように処理された鋼板は、次いで２００℃以上５００℃以下の温度で１秒〜５分間保持された後、５℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却される。この加熱処理において、２００℃未満の温度では焼戻しが起こらず、組織間の硬度差が大きくなり穴拡げ率の向上が認められず、一方、５００℃超では焼戻しされ過ぎて強度が低下する。この加熱工程は、連続溶融亜鉛めっきラインに連設されたもので、別のラインでも構わないが、連続溶融亜鉛めっきラインに連設されたラインの方が生産性の観点からは好ましい。また、前記保持時間が１秒未満では焼戻しが殆ど進展しないか不完全な状態となり穴拡げ率の向上が認められない。また５分を超えると焼戻しは殆ど終了しているためにこれ以上の時間では効果は飽和する。更に、加熱後の冷却は、所定の焼戻しマルテンサイト量を維持するために５℃／ｓ以上、好ましくは１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却される。
【００２９】
なお、本発明においては、耐食性を向上させるために、上述のような工程で製造された溶融亜鉛めっき鋼板、或いは合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表層にクロメート処理、無機皮膜処理、化成処理、樹脂皮膜処理の何れか１種または２種以上の後処理を施すこともできる。
【００３０】
更に、本発明では、冷延後から溶融亜鉛めっき加熱工程の間で、Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｓｎ，Ｃｕのうちの１種または２種以上を鋼板片面当たり０．０１〜２．０ｇ／ｍ2 、好ましくは０．１〜１．０ｇ／ｍ2 のプレめっきを施すことが好ましい。プレめっきの方法は電気めっき、浸漬めっき、スプレーのよるめっきの何れも方法でも採用できる。めっき付着量は０．０１ｇ／ｍ2 未満ではめっきによる密着性向上の効果が得られず、２．０ｇ／ｍ2 超ではコストがかかることから鋼板片面当たり０．０１〜２．０ｇ／ｍ2 とした。なお、上記プレめっき前に酸洗処理を施してもよい。この酸洗処理で鋼板表面を活性化し、プレめっきのめっき密着性を向上させることもできる。更に、連続焼鈍工程で酸洗処理して鋼板表面に生成したＳｉ，Ｍｎ等の酸化物を除去することで、めっき密着性を改善する手段も効果的である。酸洗は、塩酸、硫酸など従来から適用されているものでよく、例えば、２〜２０％の酸洗液濃度で、２０〜９０℃の温度での酸洗条件が適用できる。また、浸漬、電解、スプレーなど、設備に応じた酸洗方法を適用することができる。酸洗時間は酸濃度にも依存するが１〜２０秒間が好ましい。
【００３１】
更に、めっき密着性を向上させるために、めっき前の鋼板表層近傍に内部酸化層や粒界酸化物を生成させてＭｎ，Ｓｉの表面濃化を防止したり、溶融亜鉛めっき加熱工程の入側の清浄設備にて研削ブラシによる表面研削を行うことも好ましい。
【実施例１】
【００３２】
表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶解・鋳造した鋼スラブを１２００℃に再加熱後、熱間圧延において８８０℃の温度で仕上げ圧延を行い熱延鋼板とした後、冷却し、６００℃の温度に１時間保持することで熱延の巻き取り熱処理を再現した。得られた熱延鋼板を研削によりスケール除去し、７０％の圧下率で冷間圧延を施し、その後連続焼鈍シミュレーターを用い、８００℃の温度に加熱後、その温度に１００秒間保持する連続焼鈍を行い、引き続き５℃／ｓで６５０℃まで冷却後、４６０℃にて溶融亜鉛めっきを施し、５２０℃の温度で合金化処理を実施した。次いで、以下に述べる２種類の製造方法、すなわち、従来法と本発明方法にて亜鉛めっき鋼板を製造した。
（１）比較例：その後、１０℃／ｓにて常温まで冷却。
（２）本発明例：その後、１０℃／ｓにてマルテンサイト変態点以下まで冷却後、３００℃の温度で６０秒の加熱を行い、次いで２０℃／ｓの冷却速度で１００℃以下まで冷却。
【００３３】
その結果を表２、表３に示した。
【００３４】
なお、表２、表３において示す引張強度（ＴＳ）、穴拡げ率、金属組織、めっき密着性、めっき外観、合格判定は以下に記述する通りである。
・引張強度：ＪＩＳ５号引張試験片のＬ方向引張にて評価した。
・穴拡げ率：日本鉄鋼連盟規格、ＪＦＳ  Ｔ１００１−１９９６穴拡げ試験方法を採用。１０ｍｍφの打ち抜き穴（ダイ内径１０．３ｍｍ、クリアランス１２．５％）に頂角６０°の円錐ポンチを打ち抜き穴のバリが外側になる方向に２０ｍｍ／ｍｉｎで押し拡げ成形する。
【００３５】
穴拡げ率：λ（％）＝｛（Ｄ−Ｄ0 ）／Ｄ0 ｝×１００
Ｄ：亀裂が板厚を貫通したときの穴径（ｍｍ）
Ｄ0 ：初期穴径（ｍｍ）
・金属組織：光学顕微鏡での観察、およびフェライトはナイタールエッチング、マルテン            サイトはレペラーエッチングにて観察。
【００３６】
焼戻しマルテンサイト面積率の定量化はレペラーエッチングで試料を研磨（            アルミナ仕上げ）し、腐食液（純水、ピロ亜硫酸ナトリウム、エチルアルコ            ール、ピクリン酸の混合液）に１０秒間浸漬後、再度研磨し、水洗後この試            料を冷風にて乾燥させ、その後、試料の組織を１０００倍にて１００μｍ×            １００μｍの領域をルーゼックス装置により面積測定して焼戻しマルテンサ            イトの面積％を決定した。表２、表３では、この焼戻しマルテンサイト面積            率を焼戻しマルテンサイト面積％とした。
・めっき密着性：６０°Ｖ曲げ試験で曲げ部のめっき剥離状況から評価。
【００３７】
◎：めっき剥離小（剥離幅３ｍｍ未満）
○：実用上差し支えない程度の軽微な剥離
（剥離幅３ｍｍ以上７ｍｍ未満）
△：相当量の剥離が見られるもの
（剥離幅７ｍｍ以上１０ｍｍ未満）
×：剥離が著しいもの（剥離幅１０ｍｍ以上）
めっき密着性は◎、○を合格とした。
・めっき外観：目視観察
◎：不めっきやムラがなく均一外観
○：不めっきがなく実用上差し支えない程度の外観ムラ
△：外観ムラが著しいもの
×：不めっきが発生、かつ外観ムラが著しいもの
めっき外観は◎、○を合格とした。
・合格：ＴＳ≧５４０ＭＰａ、ＴＳ×Ｅｌ≧１８，０００
穴拡げ率：ＴＳ＜９８０ＭＰａ・・・５０％以上を合格
ＴＳ≧９８０ＭＰａ・・・４０％以上を合格
【００３８】
【表１】
2005256089.tif 000002
【００３９】
【表２】
2005256089.tif 000003
【００４０】
【表３】
2005256089.tif 000004
【００４１】
実施例１から分かるように、表３に記載した本発明例は表２記載した同じ実験番号の比較例に対し、焼戻しマルテンサイト量が増加したことにより穴拡げ性が向上しているのが分かる。また、１式を満たさない場合、合格条件は満足しているものの、他の同程度のＴＳの鋼種に比べ、伸びが悪く、その結果ＴＳ×Ｅｌが低下する傾向にあることも分かる。
【実施例２】
【００４２】
表１に記載の本発明成分範囲のＬ，ＡＡ，ＡＪの鋼を真空溶解炉にて溶解・鋳造した鋼スラブを１２００℃に再加熱後、熱間圧延において８８０℃の温度で仕上げ圧延を行い熱延鋼板とした後、冷却し、６００℃の温度に１時間保持する巻取り熱処理を再現した。得られた熱延鋼板を研削によりスケール除去し、７０％の圧下率で冷間圧延後、下記の実験１）〜５）の条件のプレめっき、酸洗を実施し、
実験１）：（本発明例）５％塩酸にて酸洗し、Ｎｉプレめっきを０．５ｇ／ｍ2 を実施。
実験２）：（本発明例）酸洗なしで、Ｎｉプレめっきを０．５ｇ／ｍ2 を実施。
実験３）：（比較例）５％塩酸にて酸洗し、Ｎｉプレめっきを０．００５ｇ／ｍ2 を実施          。
実験４）：（比較例）５％塩酸にて酸洗し、プレめっきなし。
実験５）：（本発明例）酸洗なし、プレめっきなし。
【００４３】
その後、連続焼鈍シミュレーターを用い、８００℃の温度で１００秒間の焼鈍を行い、引き続き５℃／ｓの冷却速度で６５０℃までの冷却し、その後４６０℃にて溶融亜鉛めっきを施し、５２０℃の温度で合金化処理を行い、その後、１０℃／ｓの冷却速度でマルテンサイト変態点以下まで冷却後、３００℃の温度で６０秒の加熱を行い、その後、２０℃／ｓの冷却速度で常温まで冷却した。その後、圧下率１％でスキンパス圧延を実施した。その結果を表４に示した。
【００４４】
【表４】
2005256089.tif 000005
【００４５】
実施例２から分かるように、酸洗、プレめっき条件差では、実験１）、実験２）からプレめっきによりめっき密着性、めっき外観が大きく向上し、更にプレめっき前に酸洗があった方が好ましいことが分かる。また、実験３）によりプレめっきの量が少ないと効果がなく、更に実験４）により酸洗のみでは逆に悪化していることも分かる。酸洗のみの場合、却ってめっき密着性、めっき外観が悪化するのは、表面が活性化し過ぎたまま連続溶融亜鉛めっきの加熱工程で加熱されるため、再度鋼板のＳｉ，Ｍｎ等の酸化物が鋼板表面に発生してめっき性を悪化させるためと考えられる。