JP2001207239A - 加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 この発明は、二相組織型で加工性に優れた熱
延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法
を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０１５〜０．１％、Ｓ：０．００５％以下、、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下，更
にＣｒ：０．０５〜０．８％、Ｖ：０．００５〜０．１
５％の一種または二種を含有する鋼を、粗圧延および仕
上圧延前に１００ｋｇｆ／ｃｍ2以上の高圧水デスケ
後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃以下で巻き取
り後、必要に応じて酸洗し、めっき前加熱温度をＡｃ1
〜Ａｃ3とした溶融亜鉛めっきし、めっき後または合金
化処理後の冷却により、フェライト＋マルテンサイト主
体の二相組織とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、自動車の構造部
材、足回り部材や機械構造部品など、高強度で、部材形
状にするため必要とされる過酷なプレス成形に耐え得る
高延性、さらに耐食性が要求される用途に適した、熱延
鋼板を下地とする加工性に優れた二相組織型の溶融亜鉛
めっき高張力鋼板およびその製造方法に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】自動車の燃費向上や衝突安全性向上を目
的として、車体構造部材や足回り部材には高張力熱延鋼
板が要求されており、高強度化が以前より必要とされて
いる。加えて近年、車体構造部材や足回り部材等に使用
される熱延鋼板は張出し成形および伸びフランジ成形を
主体とする過酷な成形を受けるため、優れたプレス成形
性、特に良好な延性および伸びフランジ性を有すること
が求められ、フェライト＋マルテンサイトのミクロ組織
を基本とする二相組織型熱延鋼板が開発されてきた。

【０００３】更に、二相組織型熱延鋼板に溶融亜鉛めっ
きした鋼板は良好な延性と耐食性を兼ね備えた鋼板とし
て要望され、特開昭５６−１４２８２１号公報等が開示
されている。本特許では、質量％で、Ｃ：０．１５％以
下、Ｍｎ＋Ｃｒ：１．０〜２．５％を基本成分として含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼板
を、めっき前加熱温度、めっき浴に至るまでの冷却速
度、合金化温度、合金化後の冷却速度を詳細に規定した
連続式溶融亜鉛めっきライン（以下、ＣＧＬ）により二
相組織とすることを特徴としている。

【０００４】すなわち、めっき前加熱の工程でフェライ
ト相およびオーステナイト相の二相とした後、オーステ
ナイト相をＣＧＬにおける焼入れによりマルテンサイト
相とし二相組織の鋼板としている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ＣＧＬ
において焼入れ性を確保するためには鋼組成として合金
元素を添加またはＣＧＬのライン速度を速くしなければ
ならず、前者は鋼材コストの上昇、後者は大多数のＣＧ
Ｌでは亜鉛付着量制御の安定性確保と合金化の反応速度
の制約から決まるライン速度では、焼入れ性が確保でき
ないという問題を生じる。また、特開昭５６−１４２８
２１号公報に開示されている成分組成では、延性は比較
的良好であるが、伸びフランジ性が低い。本発明は、高
価な合金元素を用いず、またＣＧＬの設備上の制約を受
けず延性および伸びフランジ性を含む加工性に優れた溶
融亜鉛めっき鋼板を製造する方法およびその鋼板を提供
する。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、ＣＧＬの
ライン速度が比較的遅い場合であっても、焼入れ性に優
れ、フェライト及びマルテンサイトを主体とする二相組
織の得られる成分組成について検討を行った。その結
果、Ｃ−Ｍｎ鋼に適正量のＳｉを添加した場合、伸びフ
ランジ性を含む加工性が改善されること、Ｓｉ添加によ
るめっき性状の劣化はＰの添加およびデスケーリング等
適正な製造プロセスにより回避できること、更にＳｉと
ともにＣｒまたは／およびＶの複合添加により、焼入れ
に必要なライン速度の制約が大幅に緩和されることを見
出した。本発明は上記知見を基に更に検討を加えてなさ
れたものである。本発明の要旨は、次の通りである。

【０００７】１． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２
％、Ｓｉ：０．２〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０
％、Ｐ：０．０１５〜０．１％、Ｓ：０．００５％以
下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以
下、更にＣｒ：０．０５〜０．８％、Ｖ：０．００５〜
０．１５％の一種または二種を含有し、フェライトおよ
びマルテンサイトを主体とする組織を有することを特徴
とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力
鋼板。

【０００８】２． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２
％、Ｓｉ：０．２〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０
％、Ｐ：０．０１５〜０．１％、Ｓ：０．００５％以
下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以
下、更にＣｒ：０．０５〜０．８％、Ｖ：０．００５〜
０．１５％の一種または二種を含有する鋼を、粗圧延お
よび仕上圧延前に１００ｋｇｆ／ｃｍ2以上の高圧水デ
スケーリングを施した後、Ａｒ3点以上で最終仕上圧延
し、７００℃以下で巻き取り後、溶融亜鉛めっきするこ
とを特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっ
き高張力鋼板の製造方法。

【０００９】３． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２
％、Ｓｉ：０．２〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０
％、Ｐ：０．０１５〜０．１％、Ｓ：０．００５％以
下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以
下、更にＣｒ：０．０５〜０．８％、Ｖ：０．００５〜
０．１５％の一種または二種を含有する鋼を、粗圧延お
よび仕上圧延前に１００ｋｇｆ／ｃｍ2以上の高圧水デ
スケーリングを施した後、Ａｒ3点以上で最終仕上圧延
し、７００℃以下で巻き取り後、溶融亜鉛めっきし、更
に合金化処理することを特徴とする加工性に優れた熱延
下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。

【００１０】

【発明の実施の形態】以下、本発明の成分限定理由、ミ
クロ組織限定理由、熱延条件および溶融亜鉛めっき条件
について説明する。

【００１１】１．成分組成 Ｃ：０．０４％以上、０．１２％以下 Ｃはマルテンサイトを生成させ、目標とする強度を確保
するため必須であり、０．０４％以上を必要とする。一
方、０．１２％を超えると加工性が劣化するので、０．
０４％以上、０．１２％以下とする。

【００１２】Ｓｉ：０．２％以上、０．７％以下 Ｓｉはフェライトの生成を促進し、強度―延性バランス
を改善し、Ｍｎ添加鋼において伸びフランジ性を劣化さ
せる原因となるバンド状組織の生成を抑制し、伸びフラ
ンジ性を含む加工性を改善する重要な元素である。これ
らの効果を得るため、０．２％以上添加する。一方、含
有量が多くなると溶融亜鉛めっきにおけるめっきが難し
く、０．７％を超えるとめっきの付着性が悪化するの
で、０．７％以下とする。

【００１３】Ｍｎ：１．０％以上、２．０％以下 Ｍｎは組織形成に対し有利に作用し、固溶強化により強
度を向上させるため添加する。必要強度を確保するた
め、１．０％以上添加するが、２．０％を超えるとプレ
ス成形性等の加工性が劣化するため、１．０％以上、
２．０％以下とする。

【００１４】Ｐ：０．０１５％以上、０．１％以下 ＰはＳｉ添加に伴うめっき後の表面性状の悪化を防止す
るため、０．０１５％以上添加する。一方、０．１％を
超えると効果が飽和するとともに、溶接性、及び中央偏
析によりプレス成形性を悪化させるため、０．０１５％
以上、０．１％以下とする。

【００１５】Ｓ：０．００５％以下 ＳはＭｎとＡ系介在物を作り、プレス成形性を低下させ
る不純物元素であり、０．００５％以下に制限する。但
し、経済的に許される範囲で極力低減することが望まし
い。

【００１６】ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下 ｓｏｌ．Ａｌは脱酸元素として必須であるが、０．１０
％を超える範囲ではその効果が飽和し、かつＡｌ系介在
物が増加し、プレス成形性が悪化するので０．１０％以
下とする。

【００１７】Ｎ：０．０１％以下 Ｎは多量に含まれると延性を劣化させるため、０．０１
％以下とする。

【００１８】Ｃｒ：０．０５％以上、０．８％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．１５％以下の一種または二
種 本発明では、Ｃｒ，Ｖの一種または二種をＳｉと複合添
加することにより鋼の焼入れ性を向上させ、ＣＧＬにお
いて二相組織型の鋼板に焼入れを可能とするライン速度
の制約を大幅に緩和することを特徴とする。そのため、
Ｃｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上の一種ま
たは二種を添加する。一方、これらの元素を多量に添加
しても、その効果が飽和し、製造コストが上昇するた
め、Ｃｒ：０．８％以下、Ｖ：０．１５％以下とする。

【００１９】２．ミクロ組織 本発明では、必要な強度及び良好な延性を確保するため
鋼のミクロ組織をフェライトとマルテンサイト主体の組
織を有するものとする。本組織においては、その作用効
果を損なわない範囲で更にベイナイトを含むことができ
る。

【００２０】３．熱延条件 次に、熱延条件について説明する。本発明では熱延後の
溶融亜鉛めっき工程においてフェライトとオーステナイ
トの二相を分離し、焼入れ処理を行う。熱延工程では、
溶融亜鉛めっき工程において所望の組織が得られるよう
に、仕上圧延における仕上温度と巻取温度を規定する。

【００２１】仕上温度：Ａｒ3変態点以上 仕上温度がＡｒ3変態点未満になるとα＋γ二相域の圧
延となるため混粒組織となり、ＣＧＬ通板後においても
解消されず延性が低下するので、仕上温度はＡｒ3変態
点以上とする。

【００２２】巻取温度：７００℃以下 巻取温度が７００℃超えになると、冷却過程で析出する
炭化物が粗大化し、めっき前に必要となる炭化物の溶け
込みに長時間を要するようになる。そのため、ＣＧＬに
おけるライン速度を低下させなければならず、鋼板の焼
入れ処理に不利になると共に、生産効率を低下させる。
従って、巻取温度を７００℃以下とする。この傾向は冷
間圧延せずにＣＧＬに装入した場合、強くなる。

【００２３】尚、熱間圧延は、通常の造塊法、連続鋳造
により製造したスラブを用いる方法か、又は加熱炉を経
由しない直接熱間圧延による方法でよく、特に限定しな
い。スラブの加熱温度は、スケール生成による重量ロス
が適正で、粗圧延、仕上圧延が可能で、更に仕上圧延温
度としてＡｒ3変態点以上を確保できれば良く、特に限
定しない。また、粗圧延後の半製品を雰囲気炉や高周波
加熱等で仕上圧延前に加熱してもよい。一方、粗圧延、
仕上圧延前にＳｉ添加鋼で発生する溶融ファイアライト
部分をデスケーリングし、メッキ後の表面性状を改善す
るため、１００ｋｇｆ／ｃｍ2以上の高圧水デスケーリ
ングを行うことが必要である。

【００２４】４．溶融亜鉛めっき条件 前述したように、本発明では、溶融亜鉛めっき工程で、
必要な強度と加工性を備えた二相組織に調整する。その
ため、めっき前加熱条件を規定する。

【００２５】めっき前加熱条件：加熱温度をＡｃ1点以
上、Ａｃ3点以下、保持時間５秒〜１０分 めっき前加熱の段階で、Ａｃ1点以上、Ａｃ3点以下に加
熱し、二相分離させ、めっき後またはめっき後合金化処
理する場合は合金化温度以降の冷却において、焼入れ
し、フェライトとマルテンサイト主体の組織とする。二
相分離を十分に行うためには保持時間は最低５秒あれば
よく、これ以上であれば組織制御の点では問題ないが、
あまり長くなると生産効率が落ちるので１０分以内とす
る。

【００２６】ＣＧＬでは、熱サイクルの厳密な制御が難
しく、所望とする特性が得られるようミクロ組織を制御
することは通常困難である。しかし、本発明ではＳｉと
ともにＣｒまたは／およびＶを複合添加することによ
り、めっき前加熱温度の規定を除いて、ＣＧＬの製造条
件を特に限定する必要はなく、めっき後またはめっき後
合金化処理する場合は合金化温度以降の冷却速度が３．
５〜９．３℃／Ｓと小さい場合であっても、フェライト
とマルテンサイト主体の組織を得ることが可能である。

【００２７】尚、溶融亜鉛めっきの品質を更に安定した
ものとする場合、熱間圧延後、溶融亜鉛めっき前に酸洗
によりスケールを除去し、必要に応じて表面研削を行う
ことが好ましい。

【００２８】鋼板表面において、スラブ加熱時の溶融フ
ァイアライト部分に生成したスケールはデスケーリング
によって十分除去されているものの、鋼板表面は非溶融
ファイアライト部分よりも酸洗後であっても粗度が大き
く、この状態でめっきを行った場合、めっき表面に下地
の粗さの影響がでる場合があり、表面粗度を均一化する
ため研削を行うことが好ましい。研削は、酸洗装置に併
殺されている研削用ブラシロールやＣＧＬ入り側に敷設
されている洗浄用ブラシロール等を用いてよく、特にそ
の方法は限定しない。また、溶融亜鉛めっき後、合金化
処理することも可能である。

【００２９】

【実施例】[実施例１]表１に示す成分組成の鋼を転炉で
溶製し、連続鋳造でスラブとした。表１で表示しない残
部はＦｅ及び不可避不純物とする。鋼種Ａ〜ＣはＳｉと
Ｐが添加された鋼で本発明範囲内の組成となっている。
鋼種ＤはＰが添加されず、本発明範囲外の組成となって
いる。

【００３０】次いで、熱間圧延において、粗圧延前およ
び仕上げ圧延前のデスケーリングを圧力７０〜１０５ｋ
ｇｆ／ｃｍ2とし、Ａｒ3点以上の８６０℃で板厚２．０
ｍｍに仕上圧延後、５００℃で巻き取り、酸洗後、ＣＧ
Ｌにて８００℃で２ｍｉｎ加熱保持後、両面４５ｇ／ｍ
2の目付け量で溶融亜鉛めっきし、次いで５５０℃×１
０ｓｅｃの合金化処理を行なった。この際、ラインスピ
ードを８０ｍｐｍとした。合金化温度（５５０℃）から
Ｍｓ点までの冷却速度は９．３℃／ｓであった。

【００３１】ＣＧＬ通板後の鋼板について、表面性状の
評価を目視にて実施した。結果を表３に示す。目視によ
る表面性状の評価は、表２により、不めっきの有無とフ
ァイアライト起因の凹凸の有無により行った。評点１〜
５において，１、２のみを製品とする。表３において、
符号１，２，５の実施例は、本発明範囲内の成分の鋼
で、デスケーリングの水圧も１００ｋｇｆ／ｃｍ2以上
のため、良好な表面性状が得られ、本発明の実施例とな
っている。特に符号２はブラシロールによる表面研削も
実施しているため、優れた表面性状となっている。

【００３２】一方、符号３，４は、Ｓｉ，Ｐが共に添加
された本発明範囲内の成分組成の鋼であるが、デスケー
リングの水圧が１００ｋｇｆ／ｃｍ2未満で低く、表面
性状が良くなく比較例となっている。符号６は、Ｓｉの
添加量が本発明範囲外で過剰であり、デスケ残りによる
不めっきが発生し、比較例となっている。符号７もＳｉ
の添加量に対してＰの添加量が本発明範囲外で不足し、
デスケ残りによる不めっきが発生し、比較例となってい
る。

【００３３】

【表１】

【００３４】

【表２】

【００３５】

【表３】

【００３６】[実施例２]表４に示す成分組成の鋼を転炉
で溶製し、連続鋳造でスラブとした。鋼種ａ〜ｄはＳｉ
とともにＣｒまたは／およびＶが複合添加され、且つＰ
も添加された本発明範囲内の化学成分の鋼となってい
る。鋼種ｅ〜ｉは、本発明範囲外の化学成分の鋼で、鋼
種ｅはＳｉ，鋼種ｆはＣｒとＶ，鋼種ｇはＳｉ，Ｖ、鋼
種ｈはＳｉ，Ｃｒ，Ｖ，鋼種ｉはＳｉがそれぞれ本発明
範囲外の組成となっている。

【００３７】次いで、粗圧延前および仕上圧延前のデス
ケーリング圧を１０５ｋｇｆ／ｃｍ2とし、Ａｒ3点以上
の８６０℃で板厚２．０ｍｍに仕上圧延した後、５００
℃で巻き取り、酸洗した。尚、酸洗ラインに付設されて
いるブラシロールは使用しなかった。次に、ＣＧＬに
て、８００℃で２ｍｉｎ加熱保持後、両面４５ｇ／ｍ2
の目付け量で溶融亜鉛めっきし、次いで５５０℃×１０
ｓｅｃの合金化処理を行なった。この際、１コイル毎に
コイルＨｅａｄからＥｎｄにかけてラインスピードを上
げた。

【００３８】ＣＧＬ通板後のコイルに対し、表面性状の
評価を目視にて行ったが、いずれも表２の評点で１また
は２であり、良好であった。更に、ライン速度３０，８
０，１６０ｍｐｍに相当する部分からサンプル採取し、
ＪＩＳ５号引張試験片を用いて降伏強さ（ＹＳ），引張
強さ（ＴＳ），降伏比（ＹＲ），伸び（Ｅｌ）を求め、
ミクロ組織の観察を行った。

【００３９】伸びフランジ性の評価のため、穴拡げ率
（λ）の測定を行った。穴拡げ率は、１５０×１５０ｍ
ｍの試験片の中央部に１０ｍｍΦ（ｄ０）の穴を打抜
き、バリをポンチ側とし、これを頂角６０°の円錐ポン
チで押し広げ、穴縁に板厚を貫通して亀裂が入った時点
での穴径（ｄｆ）を測定し、次式により求めた。 穴拡げ率（λ）＝（ｄｆ−ｄ０）／ｄ０×１００（％） 表５に結果を示す。尚、合金化温度（５５０℃）からＭ
ｓ点までの冷却速度はライン速度に応じて決まり，表中
に冷却速度として示す。実施例符号ａ１〜ｄ３は、Ｓｉ
とともにＣｒまたは／およびＶが複合添加され、本発明
範囲内の化学成分を有する鋼であり、ＣＧＬのいずれの
ライン速度においてもフェライトおよびマルテンサイト
主体の二相組織で、必要な強度と良好な延性、伸びフラ
ンジ性が得られている。一方、実施例ｅ１〜ｅ３は、フ
ェライトおよびマルテンサイト主体の二相組織となって
いるが、Ｓｉが添加されていない本発明範囲外の鋼であ
り，伸びフランジ性が十分でなく、比較例となってい
る。

【００４０】実施例ｆ１〜ｉ３は、ＳｉとともにＣｒま
たは／およびＶが複合添加されていない本発明範囲外の
化学成分を有する鋼であり、焼入れ性が不十分で、比較
例となっている。ライン速度が３０，６０ｍｐｍの場
合、フェライトおよびマルテンサイト主体の二相組織が
得られず、延性と伸びフランジ性に劣る。ライン速度が
１６０ｍｐｍの場合、操業上の限界に近く、合金化の不
良などによる品質不良率が高くなる。

【００４１】図１は表５などの結果におけるＳｉ＋Ｃｒ
＋Ｖ量とマルテンサイト体積分率の関係を示すもので、
Ｓｉ，Ｃｒ，Ｖが単独添加の場合は、ライン速度が１６
０ｍｐｍでのみ３％以上のマルテンサイトが得られ、こ
れらが複合添加されている場合は、ライン速度によらず
７％以上が得られている。

【００４２】

【表４】

【００４３】

【表５】

【００４４】

【表６】

【００４５】[実施例３]表６に示すようにＳｉとＣｒお
よびＶを複合添加した本発明範囲内の成分組成の鋼を転
炉にて溶製し、連続鋳造でスラブとした後、粗圧延前お
よび仕上圧延前のデスケーリング圧を１０５ｋｇｆ／ｃ
ｍ2とし、Ａｒ3点以上の８６０℃で板厚２．０ｍｍに仕
上圧延した後、４００〜７５０℃で巻き取り、酸洗し
た。尚、酸洗ラインに付設されているブラシロールは使
用しなかった。次に、ＣＧＬにて、８００℃で２ｍｉｎ
加熱保持後、両面４５ｇ／ｍ2の目付け量で亜鉛めっき
し、次いで５５０℃×１０ｓｅｃの合金化処理を行なっ
た。この際、１コイル毎にコイルＨｅａｄからＥｎｄに
かけてラインスピードを上げた。

【００４６】ＣＧＬ通板後のコイルに対し、表面性状の
評価を目視にて行ったが、いずれも表２の評点で１また
は２であり、良好であった。更に、ライン速度３０，８
０，１６０ｍｐｍのいずれかに相当する部分からサンプ
ル採取し、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて降伏強さ（Ｙ
Ｓ），引張強さ（ＴＳ），降伏比（ＹＲ），伸び（Ｅ
ｌ）を求め、ミクロ組織の観察及び、穴拡げ率の測定を
行った。各部分の合金化温度（５５０℃）からＭｓ点ま
での冷却速度はライン速度に応じて決まる。

【００４７】表７に結果を示す。符号１〜５は、巻取温
度が７００℃以下で、いずれのライン速度でもフェライ
トとマルテンサイトの二相組織が得られて適正な強度と
良好な延性を有する。しかし、符号７，８は、フェライ
トとマルテンサイトに、主としてセメンタイトからなる
炭化物が含まれているため、強度が適正でも延性または
伸びフランジ性が十分とはいい難い。炭化物は、巻取温
度が７５０℃と高いため、巻き取り後析出したもののサ
イズが大きく、ライン速度８０ｍｐｍ以上のＣＧＬのめ
っき前加熱において溶解できず、残存したものである。
符号６は、ライン速度が３０ｍｐｍと遅く、十分に炭化
物が溶け込み組織としては良好であるが、生産性が低く
好ましくなく、比較例となっている。

【００４８】

【表７】

【００４９】

【表８】

【００５０】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
５９０ＭＰａ以上の引張強さと良好な加工性を有する二
相組織型の熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板を生産性
良く製造可能で、自動車の軽量化など産業上極めて有用
な効果が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｖ量がマルテンサイト体積分率に
及ぼす影響を示す図。

フロントページの続き (72)発明者 占部 俊明 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 佐藤 省吾 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 野出 俊策 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 原田 耕造 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA04 EA05 EA11 EA15 EA16 EA18 EA23 EA25 EA27 EA32 FB10 FC07 FE01 FE02 FE03 GA05

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．２〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
   Ｐ：０．０１５〜０．１％、Ｓ：０．００５％以下、ｓ
   ｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、更に
   Ｃｒ：０．０５〜０．８％、Ｖ：０．００５〜０．１５
   ％の一種または二種を含有し、フェライトおよびマルテ
   ンサイトを主体とする組織を有することを特徴とする加
   工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
2. 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．２〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
   Ｐ：０．０１５〜０．１％、Ｓ：０．００５％以下、ｓ
   ｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、更に
   Ｃｒ：０．０５〜０．８％、Ｖ：０．００５〜０．１５
   ％の一種または二種を含有する鋼を、粗圧延および仕上
   圧延前に１００ｋｇｆ／ｃｍ2以上の高圧水デスケーリ
   ングを施した後、Ａｒ3点以上で最終仕上圧延し、７０
   ０℃以下で巻き取り後、溶融亜鉛めっきすることを特徴
   とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力
   鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．２〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
   Ｐ：０．０１５〜０．１％、Ｓ：０．００５％以下、ｓ
   ｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、更に
   Ｃｒ：０．０５〜０．８％、Ｖ：０．００５〜０．１５
   ％の一種または二種を含有する鋼を、粗圧延および仕上
   圧延前に１００ｋｇｆ／ｃｍ2以上の高圧水デスケーリ
   ングを施した後、Ａｒ3点以上で最終仕上圧延し、７０
   ０℃以下で巻き取り後、溶融亜鉛めっきし、更に合金化
   処理することを特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶
   融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。