JP2004277857A - 超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】超微細粒組織を有し、機械的特性なかでも強度−伸びバランスに優れ、かつスポット溶接性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【解決手段】鋼成分中、特にＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， Ｔｉ及びＮｂが下記（１）， （２）， （３）式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成にし、かつ平均結晶粒径：３．５ μｍ 以下のフェライトを８５ ｖｏｌ％以上を有し、第２相としてセメンタイトを０．３ｖｏｌ％以上有する組織とする。
６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ −−− （１）
Ａ３ ≦ ８６０ −−− （２）
［％Ｍｎ］ ＋ ［％Ｎｉ］≧ １．３ −−− （３）
ただし、Ｔｉ＊ ＝ ［％Ｔｉ］− （４８／３２）・［％Ｓ］ − （４８／１４）・［％Ｎ］ 、Ａ１ ：計算式により求めたＡ１ 変態点の予測値（℃）、Ａ３ ：計算式により求めたＡ３ 変態点の予測値（℃）
【選択図】 図１
【解決手段】鋼成分中、特にＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， Ｔｉ及びＮｂが下記（１）， （２）， （３）式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成にし、かつ平均結晶粒径：３．５ μｍ 以下のフェライトを８５ ｖｏｌ％以上を有し、第２相としてセメンタイトを０．３ｖｏｌ％以上有する組織とする。
６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ −−− （１）
Ａ３ ≦ ８６０ −−− （２）
［％Ｍｎ］ ＋ ［％Ｎｉ］≧ １．３ −−− （３）
ただし、Ｔｉ＊ ＝ ［％Ｔｉ］− （４８／３２）・［％Ｓ］ − （４８／１４）・［％Ｎ］ 、Ａ１ ：計算式により求めたＡ１ 変態点の予測値（℃）、Ａ３ ：計算式により求めたＡ３ 変態点の予測値（℃）
【選択図】 図１
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車や家電、さらには機械構造用鋼としての用途に供して好適な溶融亜鉛めっき鋼板、とくに超微細粒組織を有し、強度、延性およびスポット溶接性に優れる高張力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。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる鋼材には、強度および加工性といった機械的性質に優れていることが要求される。これらの機械的性質を総合的に向上させる手段としては、組織を微細化することが有効であることから、これまでにも微細組織を得るための製造方法が数多く提案されてきた。
【０００３】
また、近年、高張力鋼については、高機能特性と共に低コストを両立できる高張力鋼板の開発に目標が移行しつつある。さらに、自動車用鋼板においては、衝突時における乗員の保護の面から、高強度化に加えて耐衝撃性にも優れていることが要求されている。
【０００４】
さらに、鋼板を素材とする自動車用部品は、その多くがプレス加工により成形されるため、自動車部品用鋼板としては優れた成形性が要求される。特に、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、伸びフランジ変形を多用した部品成形が行われることが多いため、このような用途に用いられる自動車部品用鋼板に対しては、高強度化と同時に良好な伸びフランジ性を有することも強く求められる。
【０００５】
このような情勢の下、高張力化に伴う延性、伸びフランジ性などの劣化を抑制する目的で、高張力鋼における組織の微細化が重要な課題となっている。
【０００６】
組織の微細化手段としては、従来から大圧下圧延法が知られている。この大圧下圧延法における組織の微細化機構の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えて、γ−α歪誘起変態を促進させることにある（例えば特許文献１参照）。
また、制御圧延法や制御冷却法を適用した場合などについても知られている（例えば特許文献２参照）。
【０００７】
その他、素材鋼について、少なくとも一部がフェライトからなる鋼組織としておき、これに塑性加工を付加しつつ変態点（Ａｃ１点）以上の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡｃ１点以上の温度域に一定時間保持して、組織の一部または全部を一旦オーステナイトに逆変態させたのち、超微細オーステナイト粒を出現させ、その後冷却して平均結晶粒径が５μｍ 以下の等方的フェライト結晶粒を主体とする組織にする技術が提案されている（特許文献３）。
【０００８】
しかしながら、結晶粒成長の駆動力は粒径の逆数に比例するため、結晶粒が微細化すればするほど粒成長し易くなる傾向にあり、そのため、たとえ母材を微細化して良好なプレス成形性が得られたとしても、例えばそれに続く組立工程でスポット溶接のような入熱を受けると熱影響（ＨＡＺ）部で結晶が粗大化し、接合強度や耐久性が低下するという問題が生じる場合がある。
また、微細粒鋼といえども、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質第２相による組織強化を行った場合には、溶接時の入熱でＨＡＺ部の第２相が軟化し、やはり接合強度が低下するという問題が生じる場合がある。
【０００９】
従来の技術は、これらの点に対する配慮が完全に欠如しているため、ＨＡＺ軟化を生じない良好なスポット溶接性を有し、溶接部においても微細粒化の効果を発揮し得る高張力鋼板の開発が強く望まれていた。
【００１０】
【特許文献１】
特公平５−６５５６４ 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開昭６３−１２８１１７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開平２−３０１５４０号公報（特許請求の範囲）
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、自動車用、家電用および機械構造用鋼板などとして用いられる溶融亜鉛めっき鋼板について、その超微細粒化を可能ならしめ、さらに強度、延性のみならず、上記したスポット溶接性に関する問題を効果的に解決した、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
なお、本発明でいう溶融亜鉛めっき鋼板とは、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施さないいわゆる非合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施すいわゆる合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）の双方を意味する。
【００１２】
ここに、本発明における溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスおよびスポット溶接性の目標値は次のとおりである。
・強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ １７０００ ＭＰａ・％
・スポット溶接部のせん断強度（ＴＳＳ） が、ＪＩＳ−Ａ級最小値以上で、かつＴＳＳ（ｋＮ）／ＴＳ（ＭＰａ） ×１００ が ３．０以上
ここに、ＪＩＳ−Ａ級とは、ＪＩＳ Ｚ ３１４０に記載された、特に強さを要する溶接部に適用される等級であり、母材の引張強さと板厚によってせん断荷重の最小値が決められているものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、合金元素を適正に調整して鋼板の再結晶温度とＡ１ およびＡ３ 変態温度を制御した上で、冷延後の再結晶焼鈍処理およびめっき前の熱処理を適正化することにより、主相であるフェライトの平均結晶粒径が ３．５μｍ 以下の超微細粒組織になると共に、第２相が最適化されて、スポット溶接性（ＨＡＺ軟化抵抗）が著しく向上することの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１４】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０ ％以下、
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下、
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％、
Ｐ：０．１ ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５ ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂが下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、さらに平均結晶粒径が ３．５μｍ 以下のフェライトを８５ ｖｏｌ％以上有し、かつ第２相としてセメンタイトを０．３ｖｏｌ％以上有する組織になり、さらに表面に溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
また、［％Ｍ］ はＭ元素の含有量（質量％）
【００１５】
２．上記１において、鋼板が、さらに質量％で、
Ｍｏ：１．０ ％以下および
Ｃｒ：１．０ ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１６】
３．上記１または２において、鋼板が、さらに質量％で、
Ｃａ， ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１７】
４．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０ ％以下、
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下、
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％、
Ｐ：０．１ ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５ ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂが下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、１２００℃以上に加熱したのち、熱間圧延し、ついで冷間圧延後、下記（６） 式で求められる温度Ａ３ （℃） 以上、（Ａ３ ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後 ７００℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで酸洗後、 ５００〜７００ ℃の温度範囲で３０〜４００ 秒の熱処理を行ったのち、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
また、［％Ｍ］ はＭ元素の含有量（質量％）
【００１８】
５．上記４において、鋼素材が、さらに質量％で、
Ｍｏ：１．０ ％以下および
Ｃｒ：１．０ ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１９】
６．上記４または５において、鋼素材が、さらに質量％で、
Ｃａ， ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０３〜０．１６％
Ｃは、安価な強化成分であるだけでなく、セメンタイトを生成させて組織の高温安定性を高める上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が０．０３％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．１６％を超えて含有させると延性低下や溶接部の靱性低下を招くため、Ｃは０．０３〜０．１６％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｓｉ：２．０ ％以下
Ｓｉは、固溶強化成分として、強度−伸びバランスを改善しつつ強度を向上させるのに有効に寄与するが、過剰な添加は、延性や表面性状、溶接性を劣化させるので、Ｓｉは ２．０％以下で含有させるものとした。なお、好ましくは０．０１〜０．６ ％の範囲である。
【００２２】
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下
ＭｎおよびＮｉはいずれも、オーステナイト安定化元素であり、Ａ１ ，Ａ３ 変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、また第２相の形成を進展させる作用を通じて強度−延性バランスを高める作用を有する。しかしながら、多量の添加は鋼を硬質化し、かえって強度−延性バランスを劣化させるので、いずれも ３．０％以下で含有させるものとした。
なお、Ｍｎは、有害な固溶ＳをＭｎＳとして無害化する作用も併せて有するので、０．１ ％以上含有させることが好ましい。また、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００２３】
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下
Ｔｉ， Ｎｂを添加することによって、ＴｉＣやＮｂＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果がある。そのためには、それぞれ０．０１％以上含有させることが好ましい。そして、これらは各々単独で添加しても複合して添加してもよいが、いずれも ０．２％を超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、析出物が多くなりすぎてフェライトの延性の低下を招くので、いずれも ０．２％以下で含有させるものとした。
【００２４】
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸の工程で添加することが望ましい。ここに、Ａｌ量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 ０．１％を超えると効果は飽和し、むしろ製造コストの上昇を招くので、Ａｌは０．０１〜０．１ ％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｐ：０．１ ％以下
Ｐは、延性の大きな低下を招くことなく安価に高強度化を達成する上で有効な元素であるが、一方で多量の含有は加工性や靱性の低下を招くので、Ｐの含有量は ０．１％以下とした。なお、加工性や靱性に対する要求が厳しい場合には、Ｐはむしろ低減させることが好ましいので、この場合には０．０２％以下とすることが望ましい。
【００２６】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、熱延時における熱間割れの原因になるだけでなく、鋼板中にＭｎＳ等の介在物として存在し延性や伸びフランジ性の劣化を招くので、極力低減することが望ましいが、０．０２％までは許容できるので、本発明では０．０２％以下とした。
【００２７】
Ｎ：０．００５ ％以下
窒素は、時効劣化をもたらす他、降伏延びの発生を招くことから、０．００５ ％以下に抑制するものとした。
【００２８】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｍｏ：１．０ ％以下およびＣｒ：１．０ ％以下のうちから選んだ一種または二種
Ｍｏ，Ｃｒはいずれも、強化成分として、必要に応じて含有させることができるが、多量の添加はかえって強度−延性バランスを劣化させるので、それぞれ １．０％以下で含有させることが望ましい。なお、上記の作用を十分に発揮させるには、Ｍｏ， Ｃｒはそれぞれ０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００２９】
Ｃａ， ＲＥＭ およびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
Ｃａ， ＲＥＭ，Ｂはいずれも、硫化物の形態制御や粒界強度の上昇を通じて加工性を改善する効果を有しており、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、過剰な含有は清浄度に悪影響を及ぼすおそれがあるため、合計で ０．００５％以下とするのが望ましい。なお、上記した作用を十分に発揮させるにはＣａ， ＲＥＭ，Ｂのうちから選んだいずれか一種または二種以上を０．０００５％以上含有させることが好ましい。
【００３０】
以上、適正な成分組成範囲について説明したが、本発明では各成分が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、Ｃ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂについては、下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲で含有させる必要がある。
また、［％Ｍ］ はＭ元素の含有量（質量％）
【００３１】
なお、上記のＡ１ ， Ａ３ はそれぞれ、鋼のＡｃ１変態点温度（℃）、Ａｃ３変態点温度（℃）の予測値であり、発明者らの詳細な基礎実験から導出された成分回帰式である。この予測値温度（℃）は、２℃／ｓ以上、２０℃／ｓ以下の昇温速度で加熱する際に適用して特に好適である。
【００３２】
以下、上記の（１）， （２）， （３） 式の限定理由を順に説明する。
（１） 式は、Ｔｉ，Ｎｂの添加量を規定する条件であり、以下の知見に基づく。
一般に、Ｔｉ，Ｎｂを添加するとＴｉＣやＮｂＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果があることが知られている。そこで、Ｔｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度Ｔｒｅの関係について詳細に調査したところ、Ｔｉ，Ｎｂをある量以上添加すると、再結晶温度は上記（６） 式で算出されるＡ３ と等価になることが判明した。
【００３３】
図１に、Ａ１ ＝７００ ℃、Ａ３ ＝８５５ ℃に調整した鋼組成において、Ｔｉ，Ｎｂ添加量を種々に変更した場合のＴｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度Ｔｒｅとの関係について調べた結果を示す。なお、ここで再結晶温度Ｔｒｅは、加熱温度を種々に変化させて連続焼鈍を実験室的に行い、硬度を測定すると共に組織を観察することにより決定した。また、Ｔｉ添加量はＴｉＣを析出させる上での有効Ｔｉ量としてＴｉ＊ を用い、Ｎｂ添加量はＴｉに換算するため ４８／９３・［％Ｎｂ］ を用いて、Ｔｉ， Ｎｂ添加量と再結晶温度との関係について表わしている。
同図によれば、 ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝が ７００℃すなわちＡ１ 以上になると、再結晶温度Ｔｒｅは ８５５℃近傍すなわちＡ３ 近傍に急上昇し飽和することが分かる。
【００３４】
次に、図２に、 ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ の条件下において、Ａ３ （Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ， Ｎｉ等を変化させることで変動）を種々に変化させた場合におけるＡ３ と再結晶温度Ｔｒｅとの関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、 ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ の条件下では、再結晶温度ＴｒｅはＡ３ と等価になっている。
【００３５】
この理由については、必ずしも明確ではないが、以下のように考えられる。
すなわち、Ｔｉ，Ｎｂが添加され、それらの微細炭化物のピン止め力により再結晶温度が上昇し、Ａ１ 未満のフェライト（α）域で再結晶できなくなった場合、未再結晶の加工αのまま（フェライト＋オーステナイト（γ））２相域温度になり、高転位密度部、不均一変形部などの優先核生成サイトにおいて、加工αからの再結晶α核生成とα→γ変態核生成の競合が生じる。この時、α→γ変態の駆動力の方が再結晶の駆動力よりも大きいため、再結晶α核生成より優先してγ核が次々と生成し、優先核生成サイトを占有すると考えられる。
このα→γ変態での原子再配列により歪み（転位）は消費され、転位密度の低い加工αのみ残留し、加工αの再結晶はますます困難となる。温度が上昇し、Ａ３ を超え、γ単相域になって初めて歪みが完全に解消され、見かけ上再結晶が完了する。これが、再結晶温度がＡ３ に一致し、飽和する機構と考えられる。
なお、この際のα→γ変態は、加工α（優先核生成サイトが多い）から核生成することになるので、再結晶が完了した高温でのγ粒は微細化する。従って、焼鈍中の高温γ粒微細化のために再結晶温度をＡ３ に調整することは極めて有効であるので、本発明では式（１） を満足するＴｉ， Ｎｂを添加することにしたのである。
【００３６】
次に、 （２）式は、Ａ３ を規定する条件である。
上述したとおり、 （１）式を満足する場合には、Ａ３ は実質的に再結晶温度になるため、Ａ３ 以上の温度で再結晶焼鈍を行う必要がある。ここに、Ａ３ が ８６０℃を超えた場合、再結晶焼鈍温度をより高温で施す必要が生じ、γ粒成長が激しく、結果として平均結晶粒径：３．５ μｍ 以下の微細粒は得られなかった。よって、Ａ３ ≦８６０ ℃を満足させる必要がある。なお、好ましくはＡ３ ≦８３０ ℃である。
【００３７】
次に、 （３）式は、ＭｎやＮｉすなわちオーステナイト安定化元素の添加量を規定する条件である。
オーステナイト安定化元素の増大により、ＣＣＴ 図におけるフェライトスタート線が低温側にシフトすることにより、焼鈍後の冷却過程におけるγ→α変態時の変態過冷度が増大してαが微細核生成することにより、α結晶粒が微細化する。ここに、平均結晶粒径：３．５ μｍ 以下の微細粒を得るためには、上掲した（１）， （２）式に加えて ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］ ≧ １．３（％）とする必要があった。
なお、 ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］ ≧ １．３（％）さえ満足していれば、ＭｎやＮｉは単独添加でも複合添加でもどちらでも良い。より好ましくは ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］ ≧ ２．０（％）の範囲である。
【００３８】
次に、鋼組織について説明する。
本発明では、鋼組織は、フェライト相の組織分率を体積率で８５％以上にすると共に、フェライトの平均結晶粒径を ３．５μｍ 以下とする。
というのは、セメンタイトを多量に析出させた組織にした上で、本発明で所期した強度、延性および強度−伸びバランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板とするには、微細フェライトを主体とする鋼組織とする必要があり、特に平均結晶粒径が ３．５μｍ 以下の微細フェライト相の組織分率を８５ ｖｏｌ％以上とすることが重要だからである。
ここに、フェライトの平均結晶粒径が ３．５μｍ を超えると強度−伸びバランスが劣化し、また軟質なフェライトの組織分率が８５ ｖｏｌ％に満たないと延性が著しく低下し、加工性に乏しくなる。
【００３９】
また、フェライト以外の第２相組織としては、セメンタイトを０．３ｖｏｌ％以上含有させることが重要である。
というのは、セメンタイトを微細に分散析出させることによって、スポット溶接時における熱影響部（ＨＡＺ部）のフェライト粒の粗大化、ひいては軟質化に伴う強度の低下を、効果的に抑制することができるからである。
しかしながら、セメンタイトの析出量が０．３ｖｏｌ％に満たないと、上記の効果が得難いので、セメンタイトは０．３ｖｏｌ％以上含有させることにした。但し、５．０ｖｏｌ％以上含有させようとすると、マルテンサイトなどの硬質第２相が出現し易くなるので、上限は５．０ｖｏｌ％程度が好適である。
【００４０】
なお、上記したフェライト相やセメンタイトの他、ベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト相等が析出する場合もあるが、これらは合計量が１０ ｖｏｌ％以下であれば、特に問題はない。
【００４１】
次に、製造条件について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼を、転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。この鋼素材であるスラブを、高温状態のまま、あるいは一旦冷却したのち、１２００℃以上に加熱してから、熱間圧延を施し、ついで冷間圧延後、温度Ａ３ （℃）以上、（Ａ３ ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後 ７００℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで ５００〜７００ ℃の温度範囲で３０〜４００ 秒の熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施す。
【００４２】
上記の工程において、スラブの加熱温度が１２００℃未満では、ＴｉＣなどが十分に固溶せずに粗大化し、後の再結晶焼鈍工程での再結晶温度上昇効果および結晶粒成長抑止効果が不十分となるため、スラブの加熱温度は１２００℃以上とする必要がある。
また、本発明において、熱間仕上げ圧延出側温度は特に限定されるものではないが、Ａｒ３変態点未満では、圧延中にαとγが生じて、鋼板にバンド状組織が生成し易くなり、かかるバンド状組織は冷間圧延後や焼鈍後にも残留し、材料特性に異方性を生じさせる原因となる場合があるので、仕上げ圧延終了温度はＡｒ３変態点以上とすることが好ましい。
【００４３】
熱延終了後の巻取り温度も特に限定されるものではないが、５００ ℃未満または６５０ ℃超えでは、窒素による時効劣化を抑制するためのＡｌＮの析出が不十分であり、材料特性が劣ることとなる。また、鋼板の組織を均一化し、その結晶粒径をなるべく微細で均一化するためにも、コイルの巻取り温度は ５００℃以上、 ６５０℃以下とすることが好ましい。
【００４４】
ついで、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去したのち、冷間圧延に供して、所定の板厚の冷延鋼板とする。ここに、酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものでなく、常法に従えばよい。
なお、冷間圧延時の圧下率は、再結晶焼鈍時の核生成サイトを増やし、結晶粒の微細化を促すという観点から４０％以上とすることが望ましく、一方圧下率を上げすぎると鋼板の加工硬化によって操業が困難となるので、圧下率の上限は９０％以下程度とするのが好ましい。
【００４５】
ついで、得られた冷延鋼板を、前掲（６） 式に示した温度Ａ３（℃）以上、（Ａ３＋３０）（℃）以下に加熱して、再結晶焼鈍を施す。
前述のように成分調整した本発明の鋼素材では、Ａ３ が再結晶温度と等価となっているので、Ａ３ 未満の温度では再結晶が不十分となる。一方、（Ａ３ ＋３０）（℃）を超える温度では、焼鈍中のγ粒の成長が激しく、微細化に不適切である。この再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインで行うことが好ましく、連続焼鈍する場合の焼鈍時間は再結晶が生じる１０秒から １２０秒程度とすることが好ましい。というのは、１０秒より短時間では再結晶が不十分であり、圧延方向に伸展したままの加工組織、再結晶していない回復組織が残存するために、十分な延性が確保できない場合があり、一方 １２０秒より長時間ではγ結晶粒の粗大化を招いて、所望の強度を得ることができないことがあるからである。
【００４６】
引き続き、焼鈍温度から ７００℃まで、冷却速度：５℃／ｓ以上の条件で冷却する。なお、ここで冷却速度は、焼鈍温度から ７００℃までの平均冷却速度である。ここに、上記冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中におけるγ→α変態時の過冷度が小さく、結晶粒径が粗大化する。よって、焼鈍温度から ７００℃までの冷却速度は５℃／ｓ以上とする必要がある。
また、上記の制御冷却処理の終点温度を ７００℃としたのは、結晶粒の微細化にはγ→α変態が開始する ７００℃までが強く影響するからである。なお、７００ ℃以下については、通常焼鈍ラインで行われるように適宜冷却すればよく、特に限定する必要はない。
上記までの製造工程により、フェライト平均粒径が３．５ μｍ 以下の超微細粒組織を得ることができる。
【００４７】
上記の再結晶焼鈍後、酸洗を行い、めっき性に悪影響を及ぼす表面酸化物を除去する。すなわち、再結晶焼鈍中に鋼板表面にＰ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒなどが酸化物として濃化して生成した表面濃化層を除去する。なお、このような除去すべき表面濃化層は、軽酸洗によって除去可能であるため、従来から行われている連続溶融亜鉛めっき前の軽酸洗で十分である。
【００４８】
ついで、 ５００〜７００ ℃の温度範囲で３０〜４００ 秒の熱処理を施す。
このめっき前の熱処理において、処理温度が ７００℃よりも高いと、結晶粒が粗大化し、所望の強度が得られないため好ましくない。一方、熱処理温度が ５００℃未満では、鋼板表面が活性化しないため、以降の溶融亜鉛めっき工程でめっきむらや不めっきの発生を余儀なくされる。このため、めっき前の熱処理温度は ５００〜７００ ℃の範囲に限定した。
また、熱処理時間が３０秒未満では、第２相がベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相となり易く、強度と延性は得られるものの、スポット溶接時の入熱によって容易に焼き戻されて、ＨＡＺ部が軟質化し、溶接強度が低下することとなる。一方、熱処理時間が ４００秒よりも長い場合には、結晶粒が粗大化するだけでなく、第２相が脆いパーライトになり易く、延性および伸びフランジ加工性が劣化する。
【００４９】
さらに、上記したように、 ５００〜７００ ℃の温度範囲で３０〜４００ 秒の熱処理を施すことで、第２相として粒状のセメンタイトを析出させることができる。セメンタイトは高温まで比較的安定に存在するため、スポット溶接程度の小さな入熱であれば、ＨＡＺ部の粒成長を効果的に抑制して、ＨＡＺ軟化を抑制することができる。
なお、上記の熱処理は連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが望ましい。
【００５０】
上記のめっき前熱処理に引き続き、溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理を施すことで、第２相が粒状のセメンタイトからなる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化処理は、通常の溶融亜鉛めっきラインで行われる条件と同様に ４５０〜５００ ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する。また、その後さらに合金化処理を施す場合、合金化処理温度は ４７０〜５７０ ℃程度とするのが好ましい。というのは、処理温度が ４７０℃未満の場合は、合金化の進行が遅くて生産性の低下を招き、一方 ５７０℃を超えるとめっき層の合金化が進行しすぎて溶融亜鉛めっき層が脆化するからである。
かくして、上記の製造方法とすることにより、超微細粒組織を有し延性およびスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるのである。
【００５１】
【実施例】
表１に示す成分組成になるスラブを、表２に示す条件でスラブ加熱後、常法に従い熱間圧延して４．０ｍｍ 厚の熱延板とした。なお、この際、巻取り温度は ５７０〜６３０ ℃とした。この熱延板を、酸洗後、冷間圧延（圧下率：６０％）して、１．６ ｍｍ厚の冷延板としたのち、連続焼鈍ラインにて同じく表２に示す条件下で再結晶焼鈍を施した。ついで、連続溶融亜鉛めっきラインにて表２に示す条件で熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を行って溶融亜鉛めっき鋼板とした。
かくして得られた製品板の組織、引張特性およびスポット溶接性について調査した結果を表３に示す。
【００５２】
なお、組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用いて観察し、フェライトの平均結晶粒径を求めると共に、各組識の面積率を求めてこれを体積率とした。ここで、フェライトの平均結晶粒径はＪＩＳ Ｇ ０５５２に規定される切断法に準拠して求めた。
引張特性（引張強さＴＳ、伸びＥＬ）は、鋼板の圧延方向から採収したＪＩＳ ５号試験片を用いた引張試験により測定した。
さらに、スポット溶接強度は、ＪＩＳ Ｚ ３１３６（スポット溶接継手の引張せん断試験方法）に準じて、溶接部のせん断強度（ＴＳＳ）を測定した。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【表３】
【００５６】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、８５％以上の分率を占めるフェライトの平均粒径が ３．２μｍ 以下と微細であり、特にＮｉ，Ｍｎ量を増量してＡ３ を低下させたＧ鋼を用いたＮｏ．１４ は、平均結晶粒径が ０．９μｍ と超微細粒となっている。また、発明例はいずれも、ＴＳ×ＥＬが １７０００ ＭＰａ・％以上と強度−延性バランスに優れ、さらにスポット溶接強度もＪＩＳ−Ａ級をはるかにしのいで高いレベルにあり、ＴＳＳ（ｋＮ）／ＴＳ（ＭＰａ） ×１００ も ３．０以上と高い数値であることが分かる。
【００５７】
これに対し、めっき前の熱処理温度が高すぎたＮｏ．２は、鋼板の結晶粒微細化効果が得られず、結晶粒径が大きくなったため、低いＴＳ×ＥＬ値しか得られなかった。
また、めっき前の熱処理温度が高すぎたＮｏ．３は、鋼板表面の活性が不足したため、不めっきが発生し、溶融亜鉛めっき鋼板とすることができなかった。。
Ｎｏ．５は、めっき前熱処理における処理時間が短かったため、セメンタイトの析出量が少なく、素材強度は高いものの、スポット溶接時の入熱でＨＡＺが軟質化し、ＴＳＳ／ＴＳ×１００ が ３．０未満まで低下した。
Ｎｏ．６は、めっき前熱処理における処理時間が長すぎたため、結晶粒が粗大化しただけでなく、セメンタイトの析出量が少なかったため、延性およびスポット溶接性（ＴＳＳ／ＴＳ×１００ ）が低下した。
Ｎｏ．１０ は、スラブの加熱温度が低かったため、ＴｉＣが粗大化し、再結晶温度上昇効果が抑制されて鋼板の結晶粒微細化効果が得られず、結晶粒径が大きくなった。また、ＴＳ×ＥＬ値も小さくなっている。
Ｎｏ．１１ は、焼鈍温度が本発明の適正温度（８４６ ℃）を大きく超えたため、結晶粒成長が激しく、ＴＳ×ＥＬ値が劣っている。
Ｎｏ．１２ は、焼鈍温度が本発明の下限（８１６ ℃）に満たなかったため、再結晶が完了せず、加工組織が残留したため、ＴＳ×ＥＬ値が劣っている。
Ｎｏ．１３ は、焼鈍後の冷却速度が小さかったために、結晶粒が粗大化して強度が低下し、ＴＳ×ＥＬ値の劣化を招いた。
Ｎｏ．２２ は、ＴＸ がＡ１ 未満であるため、再結晶焼鈍によるα粒微細化効果が得られず、粗大粒となったため、十分な強度が得られなかった。
Ｎｏ．２３ は、Ａ３ が ８６０℃を超えたため、高温焼鈍が必要となり、その結果結晶粒が成長して、ＴＳ×ＥＬ値の低下を招いた。
Ｎｏ．２４ は、（Ｎｉ＋Ｍｎ）量が少ないために、焼鈍後冷却過程でのγ−α変態時の過冷度が小さく、αが微細核生成することができなかったため、結晶粒が粗大化した。
【００５８】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、超微細粒組織を有し、機械的特性なかでも強度−伸びバランスに優れ、さらにはスポット溶接性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を、製造設備の大幅な改造を伴うことなしに安定して製造することができ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａ１ ＝７００ ℃、Ａ３ ＝８５５ ℃に調整した鋼組成において、Ｔｉ，Ｎｂ添加量を種々に変更した場合のＴｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度との関係を示した図である。
【図２】６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ の条件下において、Ａ３ を種々に変化させた場合におけるＡ３ と再結晶温度Ｔｒｅとの関係を示した図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車や家電、さらには機械構造用鋼としての用途に供して好適な溶融亜鉛めっき鋼板、とくに超微細粒組織を有し、強度、延性およびスポット溶接性に優れる高張力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。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる鋼材には、強度および加工性といった機械的性質に優れていることが要求される。これらの機械的性質を総合的に向上させる手段としては、組織を微細化することが有効であることから、これまでにも微細組織を得るための製造方法が数多く提案されてきた。
【０００３】
また、近年、高張力鋼については、高機能特性と共に低コストを両立できる高張力鋼板の開発に目標が移行しつつある。さらに、自動車用鋼板においては、衝突時における乗員の保護の面から、高強度化に加えて耐衝撃性にも優れていることが要求されている。
【０００４】
さらに、鋼板を素材とする自動車用部品は、その多くがプレス加工により成形されるため、自動車部品用鋼板としては優れた成形性が要求される。特に、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、伸びフランジ変形を多用した部品成形が行われることが多いため、このような用途に用いられる自動車部品用鋼板に対しては、高強度化と同時に良好な伸びフランジ性を有することも強く求められる。
【０００５】
このような情勢の下、高張力化に伴う延性、伸びフランジ性などの劣化を抑制する目的で、高張力鋼における組織の微細化が重要な課題となっている。
【０００６】
組織の微細化手段としては、従来から大圧下圧延法が知られている。この大圧下圧延法における組織の微細化機構の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えて、γ−α歪誘起変態を促進させることにある（例えば特許文献１参照）。
また、制御圧延法や制御冷却法を適用した場合などについても知られている（例えば特許文献２参照）。
【０００７】
その他、素材鋼について、少なくとも一部がフェライトからなる鋼組織としておき、これに塑性加工を付加しつつ変態点（Ａｃ１点）以上の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡｃ１点以上の温度域に一定時間保持して、組織の一部または全部を一旦オーステナイトに逆変態させたのち、超微細オーステナイト粒を出現させ、その後冷却して平均結晶粒径が５μｍ 以下の等方的フェライト結晶粒を主体とする組織にする技術が提案されている（特許文献３）。
【０００８】
しかしながら、結晶粒成長の駆動力は粒径の逆数に比例するため、結晶粒が微細化すればするほど粒成長し易くなる傾向にあり、そのため、たとえ母材を微細化して良好なプレス成形性が得られたとしても、例えばそれに続く組立工程でスポット溶接のような入熱を受けると熱影響（ＨＡＺ）部で結晶が粗大化し、接合強度や耐久性が低下するという問題が生じる場合がある。
また、微細粒鋼といえども、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質第２相による組織強化を行った場合には、溶接時の入熱でＨＡＺ部の第２相が軟化し、やはり接合強度が低下するという問題が生じる場合がある。
【０００９】
従来の技術は、これらの点に対する配慮が完全に欠如しているため、ＨＡＺ軟化を生じない良好なスポット溶接性を有し、溶接部においても微細粒化の効果を発揮し得る高張力鋼板の開発が強く望まれていた。
【００１０】
【特許文献１】
特公平５−６５５６４ 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開昭６３−１２８１１７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開平２−３０１５４０号公報（特許請求の範囲）
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、自動車用、家電用および機械構造用鋼板などとして用いられる溶融亜鉛めっき鋼板について、その超微細粒化を可能ならしめ、さらに強度、延性のみならず、上記したスポット溶接性に関する問題を効果的に解決した、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
なお、本発明でいう溶融亜鉛めっき鋼板とは、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施さないいわゆる非合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施すいわゆる合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）の双方を意味する。
【００１２】
ここに、本発明における溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスおよびスポット溶接性の目標値は次のとおりである。
・強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ １７０００ ＭＰａ・％
・スポット溶接部のせん断強度（ＴＳＳ） が、ＪＩＳ−Ａ級最小値以上で、かつＴＳＳ（ｋＮ）／ＴＳ（ＭＰａ） ×１００ が ３．０以上
ここに、ＪＩＳ−Ａ級とは、ＪＩＳ Ｚ ３１４０に記載された、特に強さを要する溶接部に適用される等級であり、母材の引張強さと板厚によってせん断荷重の最小値が決められているものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、合金元素を適正に調整して鋼板の再結晶温度とＡ１ およびＡ３ 変態温度を制御した上で、冷延後の再結晶焼鈍処理およびめっき前の熱処理を適正化することにより、主相であるフェライトの平均結晶粒径が ３．５μｍ 以下の超微細粒組織になると共に、第２相が最適化されて、スポット溶接性（ＨＡＺ軟化抵抗）が著しく向上することの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１４】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０ ％以下、
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下、
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％、
Ｐ：０．１ ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５ ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂが下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、さらに平均結晶粒径が ３．５μｍ 以下のフェライトを８５ ｖｏｌ％以上有し、かつ第２相としてセメンタイトを０．３ｖｏｌ％以上有する組織になり、さらに表面に溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１５】
２．上記１において、鋼板が、さらに質量％で、
Ｍｏ：１．０ ％以下および
Ｃｒ：１．０ ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１６】
３．上記１または２において、鋼板が、さらに質量％で、
Ｃａ， ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１７】
４．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０ ％以下、
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下、
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％、
Ｐ：０．１ ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５ ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂが下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、１２００℃以上に加熱したのち、熱間圧延し、ついで冷間圧延後、下記（６） 式で求められる温度Ａ３ （℃） 以上、（Ａ３ ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後 ７００℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで酸洗後、 ５００〜７００ ℃の温度範囲で３０〜４００ 秒の熱処理を行ったのち、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
５．上記４において、鋼素材が、さらに質量％で、
Ｍｏ：１．０ ％以下および
Ｃｒ：１．０ ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１９】
６．上記４または５において、鋼素材が、さらに質量％で、
Ｃａ， ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０３〜０．１６％
Ｃは、安価な強化成分であるだけでなく、セメンタイトを生成させて組織の高温安定性を高める上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が０．０３％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．１６％を超えて含有させると延性低下や溶接部の靱性低下を招くため、Ｃは０．０３〜０．１６％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｓｉ：２．０ ％以下
Ｓｉは、固溶強化成分として、強度−伸びバランスを改善しつつ強度を向上させるのに有効に寄与するが、過剰な添加は、延性や表面性状、溶接性を劣化させるので、Ｓｉは ２．０％以下で含有させるものとした。なお、好ましくは０．０１〜０．６ ％の範囲である。
【００２２】
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下
ＭｎおよびＮｉはいずれも、オーステナイト安定化元素であり、Ａ１ ，Ａ３ 変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、また第２相の形成を進展させる作用を通じて強度−延性バランスを高める作用を有する。しかしながら、多量の添加は鋼を硬質化し、かえって強度−延性バランスを劣化させるので、いずれも ３．０％以下で含有させるものとした。
なお、Ｍｎは、有害な固溶ＳをＭｎＳとして無害化する作用も併せて有するので、０．１ ％以上含有させることが好ましい。また、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００２３】
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下
Ｔｉ， Ｎｂを添加することによって、ＴｉＣやＮｂＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果がある。そのためには、それぞれ０．０１％以上含有させることが好ましい。そして、これらは各々単独で添加しても複合して添加してもよいが、いずれも ０．２％を超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、析出物が多くなりすぎてフェライトの延性の低下を招くので、いずれも ０．２％以下で含有させるものとした。
【００２４】
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸の工程で添加することが望ましい。ここに、Ａｌ量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 ０．１％を超えると効果は飽和し、むしろ製造コストの上昇を招くので、Ａｌは０．０１〜０．１ ％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｐ：０．１ ％以下
Ｐは、延性の大きな低下を招くことなく安価に高強度化を達成する上で有効な元素であるが、一方で多量の含有は加工性や靱性の低下を招くので、Ｐの含有量は ０．１％以下とした。なお、加工性や靱性に対する要求が厳しい場合には、Ｐはむしろ低減させることが好ましいので、この場合には０．０２％以下とすることが望ましい。
【００２６】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、熱延時における熱間割れの原因になるだけでなく、鋼板中にＭｎＳ等の介在物として存在し延性や伸びフランジ性の劣化を招くので、極力低減することが望ましいが、０．０２％までは許容できるので、本発明では０．０２％以下とした。
【００２７】
Ｎ：０．００５ ％以下
窒素は、時効劣化をもたらす他、降伏延びの発生を招くことから、０．００５ ％以下に抑制するものとした。
【００２８】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｍｏ：１．０ ％以下およびＣｒ：１．０ ％以下のうちから選んだ一種または二種
Ｍｏ，Ｃｒはいずれも、強化成分として、必要に応じて含有させることができるが、多量の添加はかえって強度−延性バランスを劣化させるので、それぞれ １．０％以下で含有させることが望ましい。なお、上記の作用を十分に発揮させるには、Ｍｏ， Ｃｒはそれぞれ０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００２９】
Ｃａ， ＲＥＭ およびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
Ｃａ， ＲＥＭ，Ｂはいずれも、硫化物の形態制御や粒界強度の上昇を通じて加工性を改善する効果を有しており、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、過剰な含有は清浄度に悪影響を及ぼすおそれがあるため、合計で ０．００５％以下とするのが望ましい。なお、上記した作用を十分に発揮させるにはＣａ， ＲＥＭ，Ｂのうちから選んだいずれか一種または二種以上を０．０００５％以上含有させることが好ましい。
【００３０】
以上、適正な成分組成範囲について説明したが、本発明では各成分が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、Ｃ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂについては、下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲で含有させる必要がある。
【００３１】
なお、上記のＡ１ ， Ａ３ はそれぞれ、鋼のＡｃ１変態点温度（℃）、Ａｃ３変態点温度（℃）の予測値であり、発明者らの詳細な基礎実験から導出された成分回帰式である。この予測値温度（℃）は、２℃／ｓ以上、２０℃／ｓ以下の昇温速度で加熱する際に適用して特に好適である。
【００３２】
以下、上記の（１）， （２）， （３） 式の限定理由を順に説明する。
（１） 式は、Ｔｉ，Ｎｂの添加量を規定する条件であり、以下の知見に基づく。
一般に、Ｔｉ，Ｎｂを添加するとＴｉＣやＮｂＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果があることが知られている。そこで、Ｔｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度Ｔｒｅの関係について詳細に調査したところ、Ｔｉ，Ｎｂをある量以上添加すると、再結晶温度は上記（６） 式で算出されるＡ３ と等価になることが判明した。
【００３３】
図１に、Ａ１ ＝７００ ℃、Ａ３ ＝８５５ ℃に調整した鋼組成において、Ｔｉ，Ｎｂ添加量を種々に変更した場合のＴｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度Ｔｒｅとの関係について調べた結果を示す。なお、ここで再結晶温度Ｔｒｅは、加熱温度を種々に変化させて連続焼鈍を実験室的に行い、硬度を測定すると共に組織を観察することにより決定した。また、Ｔｉ添加量はＴｉＣを析出させる上での有効Ｔｉ量としてＴｉ＊ を用い、Ｎｂ添加量はＴｉに換算するため ４８／９３・［％Ｎｂ］ を用いて、Ｔｉ， Ｎｂ添加量と再結晶温度との関係について表わしている。
同図によれば、 ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝が ７００℃すなわちＡ１ 以上になると、再結晶温度Ｔｒｅは ８５５℃近傍すなわちＡ３ 近傍に急上昇し飽和することが分かる。
【００３４】
次に、図２に、 ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ の条件下において、Ａ３ （Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ， Ｎｉ等を変化させることで変動）を種々に変化させた場合におけるＡ３ と再結晶温度Ｔｒｅとの関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、 ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ の条件下では、再結晶温度ＴｒｅはＡ３ と等価になっている。
【００３５】
この理由については、必ずしも明確ではないが、以下のように考えられる。
すなわち、Ｔｉ，Ｎｂが添加され、それらの微細炭化物のピン止め力により再結晶温度が上昇し、Ａ１ 未満のフェライト（α）域で再結晶できなくなった場合、未再結晶の加工αのまま（フェライト＋オーステナイト（γ））２相域温度になり、高転位密度部、不均一変形部などの優先核生成サイトにおいて、加工αからの再結晶α核生成とα→γ変態核生成の競合が生じる。この時、α→γ変態の駆動力の方が再結晶の駆動力よりも大きいため、再結晶α核生成より優先してγ核が次々と生成し、優先核生成サイトを占有すると考えられる。
このα→γ変態での原子再配列により歪み（転位）は消費され、転位密度の低い加工αのみ残留し、加工αの再結晶はますます困難となる。温度が上昇し、Ａ３ を超え、γ単相域になって初めて歪みが完全に解消され、見かけ上再結晶が完了する。これが、再結晶温度がＡ３ に一致し、飽和する機構と考えられる。
なお、この際のα→γ変態は、加工α（優先核生成サイトが多い）から核生成することになるので、再結晶が完了した高温でのγ粒は微細化する。従って、焼鈍中の高温γ粒微細化のために再結晶温度をＡ３ に調整することは極めて有効であるので、本発明では式（１） を満足するＴｉ， Ｎｂを添加することにしたのである。
【００３６】
次に、 （２）式は、Ａ３ を規定する条件である。
上述したとおり、 （１）式を満足する場合には、Ａ３ は実質的に再結晶温度になるため、Ａ３ 以上の温度で再結晶焼鈍を行う必要がある。ここに、Ａ３ が ８６０℃を超えた場合、再結晶焼鈍温度をより高温で施す必要が生じ、γ粒成長が激しく、結果として平均結晶粒径：３．５ μｍ 以下の微細粒は得られなかった。よって、Ａ３ ≦８６０ ℃を満足させる必要がある。なお、好ましくはＡ３ ≦８３０ ℃である。
【００３７】
次に、 （３）式は、ＭｎやＮｉすなわちオーステナイト安定化元素の添加量を規定する条件である。
オーステナイト安定化元素の増大により、ＣＣＴ 図におけるフェライトスタート線が低温側にシフトすることにより、焼鈍後の冷却過程におけるγ→α変態時の変態過冷度が増大してαが微細核生成することにより、α結晶粒が微細化する。ここに、平均結晶粒径：３．５ μｍ 以下の微細粒を得るためには、上掲した（１）， （２）式に加えて ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］ ≧ １．３（％）とする必要があった。
なお、 ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］ ≧ １．３（％）さえ満足していれば、ＭｎやＮｉは単独添加でも複合添加でもどちらでも良い。より好ましくは ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］ ≧ ２．０（％）の範囲である。
【００３８】
次に、鋼組織について説明する。
本発明では、鋼組織は、フェライト相の組織分率を体積率で８５％以上にすると共に、フェライトの平均結晶粒径を ３．５μｍ 以下とする。
というのは、セメンタイトを多量に析出させた組織にした上で、本発明で所期した強度、延性および強度−伸びバランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板とするには、微細フェライトを主体とする鋼組織とする必要があり、特に平均結晶粒径が ３．５μｍ 以下の微細フェライト相の組織分率を８５ ｖｏｌ％以上とすることが重要だからである。
ここに、フェライトの平均結晶粒径が ３．５μｍ を超えると強度−伸びバランスが劣化し、また軟質なフェライトの組織分率が８５ ｖｏｌ％に満たないと延性が著しく低下し、加工性に乏しくなる。
【００３９】
また、フェライト以外の第２相組織としては、セメンタイトを０．３ｖｏｌ％以上含有させることが重要である。
というのは、セメンタイトを微細に分散析出させることによって、スポット溶接時における熱影響部（ＨＡＺ部）のフェライト粒の粗大化、ひいては軟質化に伴う強度の低下を、効果的に抑制することができるからである。
しかしながら、セメンタイトの析出量が０．３ｖｏｌ％に満たないと、上記の効果が得難いので、セメンタイトは０．３ｖｏｌ％以上含有させることにした。但し、５．０ｖｏｌ％以上含有させようとすると、マルテンサイトなどの硬質第２相が出現し易くなるので、上限は５．０ｖｏｌ％程度が好適である。
【００４０】
なお、上記したフェライト相やセメンタイトの他、ベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト相等が析出する場合もあるが、これらは合計量が１０ ｖｏｌ％以下であれば、特に問題はない。
【００４１】
次に、製造条件について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼を、転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。この鋼素材であるスラブを、高温状態のまま、あるいは一旦冷却したのち、１２００℃以上に加熱してから、熱間圧延を施し、ついで冷間圧延後、温度Ａ３ （℃）以上、（Ａ３ ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後 ７００℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで ５００〜７００ ℃の温度範囲で３０〜４００ 秒の熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施す。
【００４２】
上記の工程において、スラブの加熱温度が１２００℃未満では、ＴｉＣなどが十分に固溶せずに粗大化し、後の再結晶焼鈍工程での再結晶温度上昇効果および結晶粒成長抑止効果が不十分となるため、スラブの加熱温度は１２００℃以上とする必要がある。
また、本発明において、熱間仕上げ圧延出側温度は特に限定されるものではないが、Ａｒ３変態点未満では、圧延中にαとγが生じて、鋼板にバンド状組織が生成し易くなり、かかるバンド状組織は冷間圧延後や焼鈍後にも残留し、材料特性に異方性を生じさせる原因となる場合があるので、仕上げ圧延終了温度はＡｒ３変態点以上とすることが好ましい。
【００４３】
熱延終了後の巻取り温度も特に限定されるものではないが、５００ ℃未満または６５０ ℃超えでは、窒素による時効劣化を抑制するためのＡｌＮの析出が不十分であり、材料特性が劣ることとなる。また、鋼板の組織を均一化し、その結晶粒径をなるべく微細で均一化するためにも、コイルの巻取り温度は ５００℃以上、 ６５０℃以下とすることが好ましい。
【００４４】
ついで、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去したのち、冷間圧延に供して、所定の板厚の冷延鋼板とする。ここに、酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものでなく、常法に従えばよい。
なお、冷間圧延時の圧下率は、再結晶焼鈍時の核生成サイトを増やし、結晶粒の微細化を促すという観点から４０％以上とすることが望ましく、一方圧下率を上げすぎると鋼板の加工硬化によって操業が困難となるので、圧下率の上限は９０％以下程度とするのが好ましい。
【００４５】
ついで、得られた冷延鋼板を、前掲（６） 式に示した温度Ａ３（℃）以上、（Ａ３＋３０）（℃）以下に加熱して、再結晶焼鈍を施す。
前述のように成分調整した本発明の鋼素材では、Ａ３ が再結晶温度と等価となっているので、Ａ３ 未満の温度では再結晶が不十分となる。一方、（Ａ３ ＋３０）（℃）を超える温度では、焼鈍中のγ粒の成長が激しく、微細化に不適切である。この再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインで行うことが好ましく、連続焼鈍する場合の焼鈍時間は再結晶が生じる１０秒から １２０秒程度とすることが好ましい。というのは、１０秒より短時間では再結晶が不十分であり、圧延方向に伸展したままの加工組織、再結晶していない回復組織が残存するために、十分な延性が確保できない場合があり、一方 １２０秒より長時間ではγ結晶粒の粗大化を招いて、所望の強度を得ることができないことがあるからである。
【００４６】
引き続き、焼鈍温度から ７００℃まで、冷却速度：５℃／ｓ以上の条件で冷却する。なお、ここで冷却速度は、焼鈍温度から ７００℃までの平均冷却速度である。ここに、上記冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中におけるγ→α変態時の過冷度が小さく、結晶粒径が粗大化する。よって、焼鈍温度から ７００℃までの冷却速度は５℃／ｓ以上とする必要がある。
また、上記の制御冷却処理の終点温度を ７００℃としたのは、結晶粒の微細化にはγ→α変態が開始する ７００℃までが強く影響するからである。なお、７００ ℃以下については、通常焼鈍ラインで行われるように適宜冷却すればよく、特に限定する必要はない。
上記までの製造工程により、フェライト平均粒径が３．５ μｍ 以下の超微細粒組織を得ることができる。
【００４７】
上記の再結晶焼鈍後、酸洗を行い、めっき性に悪影響を及ぼす表面酸化物を除去する。すなわち、再結晶焼鈍中に鋼板表面にＰ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒなどが酸化物として濃化して生成した表面濃化層を除去する。なお、このような除去すべき表面濃化層は、軽酸洗によって除去可能であるため、従来から行われている連続溶融亜鉛めっき前の軽酸洗で十分である。
【００４８】
ついで、 ５００〜７００ ℃の温度範囲で３０〜４００ 秒の熱処理を施す。
このめっき前の熱処理において、処理温度が ７００℃よりも高いと、結晶粒が粗大化し、所望の強度が得られないため好ましくない。一方、熱処理温度が ５００℃未満では、鋼板表面が活性化しないため、以降の溶融亜鉛めっき工程でめっきむらや不めっきの発生を余儀なくされる。このため、めっき前の熱処理温度は ５００〜７００ ℃の範囲に限定した。
また、熱処理時間が３０秒未満では、第２相がベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相となり易く、強度と延性は得られるものの、スポット溶接時の入熱によって容易に焼き戻されて、ＨＡＺ部が軟質化し、溶接強度が低下することとなる。一方、熱処理時間が ４００秒よりも長い場合には、結晶粒が粗大化するだけでなく、第２相が脆いパーライトになり易く、延性および伸びフランジ加工性が劣化する。
【００４９】
さらに、上記したように、 ５００〜７００ ℃の温度範囲で３０〜４００ 秒の熱処理を施すことで、第２相として粒状のセメンタイトを析出させることができる。セメンタイトは高温まで比較的安定に存在するため、スポット溶接程度の小さな入熱であれば、ＨＡＺ部の粒成長を効果的に抑制して、ＨＡＺ軟化を抑制することができる。
なお、上記の熱処理は連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが望ましい。
【００５０】
上記のめっき前熱処理に引き続き、溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理を施すことで、第２相が粒状のセメンタイトからなる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化処理は、通常の溶融亜鉛めっきラインで行われる条件と同様に ４５０〜５００ ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する。また、その後さらに合金化処理を施す場合、合金化処理温度は ４７０〜５７０ ℃程度とするのが好ましい。というのは、処理温度が ４７０℃未満の場合は、合金化の進行が遅くて生産性の低下を招き、一方 ５７０℃を超えるとめっき層の合金化が進行しすぎて溶融亜鉛めっき層が脆化するからである。
かくして、上記の製造方法とすることにより、超微細粒組織を有し延性およびスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるのである。
【００５１】
【実施例】
表１に示す成分組成になるスラブを、表２に示す条件でスラブ加熱後、常法に従い熱間圧延して４．０ｍｍ 厚の熱延板とした。なお、この際、巻取り温度は ５７０〜６３０ ℃とした。この熱延板を、酸洗後、冷間圧延（圧下率：６０％）して、１．６ ｍｍ厚の冷延板としたのち、連続焼鈍ラインにて同じく表２に示す条件下で再結晶焼鈍を施した。ついで、連続溶融亜鉛めっきラインにて表２に示す条件で熱処理を施したのち、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を行って溶融亜鉛めっき鋼板とした。
かくして得られた製品板の組織、引張特性およびスポット溶接性について調査した結果を表３に示す。
【００５２】
なお、組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用いて観察し、フェライトの平均結晶粒径を求めると共に、各組識の面積率を求めてこれを体積率とした。ここで、フェライトの平均結晶粒径はＪＩＳ Ｇ ０５５２に規定される切断法に準拠して求めた。
引張特性（引張強さＴＳ、伸びＥＬ）は、鋼板の圧延方向から採収したＪＩＳ ５号試験片を用いた引張試験により測定した。
さらに、スポット溶接強度は、ＪＩＳ Ｚ ３１３６（スポット溶接継手の引張せん断試験方法）に準じて、溶接部のせん断強度（ＴＳＳ）を測定した。
【００５３】
【表１】
【表２】
【表３】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、８５％以上の分率を占めるフェライトの平均粒径が ３．２μｍ 以下と微細であり、特にＮｉ，Ｍｎ量を増量してＡ３ を低下させたＧ鋼を用いたＮｏ．１４ は、平均結晶粒径が ０．９μｍ と超微細粒となっている。また、発明例はいずれも、ＴＳ×ＥＬが １７０００ ＭＰａ・％以上と強度−延性バランスに優れ、さらにスポット溶接強度もＪＩＳ−Ａ級をはるかにしのいで高いレベルにあり、ＴＳＳ（ｋＮ）／ＴＳ（ＭＰａ） ×１００ も ３．０以上と高い数値であることが分かる。
【００５７】
これに対し、めっき前の熱処理温度が高すぎたＮｏ．２は、鋼板の結晶粒微細化効果が得られず、結晶粒径が大きくなったため、低いＴＳ×ＥＬ値しか得られなかった。
また、めっき前の熱処理温度が高すぎたＮｏ．３は、鋼板表面の活性が不足したため、不めっきが発生し、溶融亜鉛めっき鋼板とすることができなかった。。
Ｎｏ．５は、めっき前熱処理における処理時間が短かったため、セメンタイトの析出量が少なく、素材強度は高いものの、スポット溶接時の入熱でＨＡＺが軟質化し、ＴＳＳ／ＴＳ×１００ が ３．０未満まで低下した。
Ｎｏ．６は、めっき前熱処理における処理時間が長すぎたため、結晶粒が粗大化しただけでなく、セメンタイトの析出量が少なかったため、延性およびスポット溶接性（ＴＳＳ／ＴＳ×１００ ）が低下した。
Ｎｏ．１０ は、スラブの加熱温度が低かったため、ＴｉＣが粗大化し、再結晶温度上昇効果が抑制されて鋼板の結晶粒微細化効果が得られず、結晶粒径が大きくなった。また、ＴＳ×ＥＬ値も小さくなっている。
Ｎｏ．１１ は、焼鈍温度が本発明の適正温度（８４６ ℃）を大きく超えたため、結晶粒成長が激しく、ＴＳ×ＥＬ値が劣っている。
Ｎｏ．１２ は、焼鈍温度が本発明の下限（８１６ ℃）に満たなかったため、再結晶が完了せず、加工組織が残留したため、ＴＳ×ＥＬ値が劣っている。
Ｎｏ．１３ は、焼鈍後の冷却速度が小さかったために、結晶粒が粗大化して強度が低下し、ＴＳ×ＥＬ値の劣化を招いた。
Ｎｏ．２２ は、ＴＸ がＡ１ 未満であるため、再結晶焼鈍によるα粒微細化効果が得られず、粗大粒となったため、十分な強度が得られなかった。
Ｎｏ．２３ は、Ａ３ が ８６０℃を超えたため、高温焼鈍が必要となり、その結果結晶粒が成長して、ＴＳ×ＥＬ値の低下を招いた。
Ｎｏ．２４ は、（Ｎｉ＋Ｍｎ）量が少ないために、焼鈍後冷却過程でのγ−α変態時の過冷度が小さく、αが微細核生成することができなかったため、結晶粒が粗大化した。
【００５８】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、超微細粒組織を有し、機械的特性なかでも強度−伸びバランスに優れ、さらにはスポット溶接性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を、製造設備の大幅な改造を伴うことなしに安定して製造することができ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａ１ ＝７００ ℃、Ａ３ ＝８５５ ℃に調整した鋼組成において、Ｔｉ，Ｎｂ添加量を種々に変更した場合のＴｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度との関係を示した図である。
【図２】６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ の条件下において、Ａ３ を種々に変化させた場合におけるＡ３ と再結晶温度Ｔｒｅとの関係を示した図である。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０ ％以下、
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下、
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％、
Ｐ：０．１ ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５ ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂが下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、さらに平均結晶粒径が ３．５μｍ 以下のフェライトを８５ ｖｏｌ％以上有し、かつ第２相としてセメンタイトを０．３ｖｏｌ％以上有する組織になり、さらに表面に溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
また、［％Ｍ］ はＭ元素の含有量（質量％） - 請求項１において、鋼板が、さらに質量％で、
Ｍｏ：１．０ ％以下および
Ｃｒ：１．０ ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。 - 請求項１または２において、鋼板が、さらに質量％で、
Ｃａ， ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０ ％以下、
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下、
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％、
Ｐ：０．１ ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５ ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂが下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、１２００℃以上に加熱したのち、熱間圧延し、ついで冷間圧延後、下記（６） 式で求められる温度Ａ３ （℃） 以上、（Ａ３ ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後 ７００℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで酸洗後、 ５００〜７００ ℃の温度範囲で３０〜４００ 秒の熱処理を行ったのち、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
また、［％Ｍ］ はＭ元素の含有量（質量％） - 請求項４において、鋼素材が、さらに質量％で、
Ｍｏ：１．０ ％以下および
Ｃｒ：１．０ ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項４または５において、鋼素材が、さらに質量％で、
Ｃａ， ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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