JP2007211280A - 成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】最大引張強度（ＴＳ）５９０ＭＰａ以上で優れた加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％未満、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．１〜１．９％、Ｏ：０．００６％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、さらに、体積分率でフェライトを５０％以上、オーステナイトを３〜５０％未満含有し、残部がベイナイトまたはマルテンサイトからなる鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有し、この鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面から５μｍ以内の鋼板内の結晶粒界及び結晶粒内、溶融亜鉛めっき層内のいずれか一方または双方にＳｉを含む酸化物を平均含有率０．０１〜１０質量％にて含有してなることを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、最大引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上で、成形性と穴拡げ性に優れた自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材等に用いて好適な成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。

自動車のクロスメンバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費軽量化の動向に対応すべく軽量化が検討されており、材料面では、薄肉化しても強度および衝突安全性が確保されるという観点から鋼板の高強度化が進められている。しかしながら、材料の成形性は強度が上昇するのに伴って劣化するので、上記部材の軽量化を実現するには、プレス成形性と高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。特に、複雑な形状を有する自動車の構造用部材や補強用部材の成形を行う場合、延性と穴拡げ性に優れることが要求される。
引張試験の全伸び（Ｅｌ）に優れる鋼板としては、鋼板組織を、主相を軟質なフェライトとすることで延性を確保し、第二相として硬質なマルテンサイトを分散させることで強度を確保することにより、強度と延性の両立を図った鋼板が提案されているが、鋼板組織をフェライトとマルテンサイトの二相組織とすると、製造工程にて変形する際に、硬度差の異なる両相の界面にてマイクロボイドが生成することにより、穴拡げ性が低下してしまうという問題点があった（例えば、非特許文献１）。
そこで、穴拡げ性を向上させるために、鋼板組織をベイナイト単相組織とすることで組織内の硬度を均一化するとともにマイクロボイドの形成を抑制した鋼板が提案されている（特許文献１）が、この鋼板では、主相がベイナイト組織であるため、伸びが低く成形性に劣るという問題点があった。
このように優れた延性を確保可能な組織と、優れた曲げ性および穴拡げ性確保可能な組織が異なることから、これら特性の両立が求められていた。

これに対し、鋼板成分にＳｉ、Ｔｉ及びＮｂを単独あるいは複合添加することで、フェライト組織を固溶強化もしくは析出強化し、穴拡げ性を向上させた鋼板が提案されている（例えば、非特許文献１、２）が、Ｓｉ添加は、穴拡げ性の向上には有効なものの、易酸化性元素であるＳｉが焼鈍中に鋼板表面に酸化物を形成することから、溶融亜鉛めっきの濡れ性が悪くなるという問題点があった。また、合金化反応が進まないことから、溶融めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造できないという問題点があった。さらに、ＴｉやＮｂを添加すると、高強度化と穴拡げ性の向上は可能なものの、延性の劣化が激しいという問題点があった。
このような問題点に対し、高強度と同時に高成形性を有する鋼板として、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼が提案され、近年用途が拡大しつつある。
しかしながら、この鋼は、成形時のマルテンサイト変態を利用して、優れた成形性を確保していることから、成形性確保のためには、多量の残留オーステナイトが必要であり、その確保のためには、多量のＳｉ添加が必要である。その結果、溶融亜鉛めっきの濡れ性が悪いという問題点、あるいは、合金化反応が進まないことから、溶融めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造できないという問題点があった。

このような問題点に対し、優れた延性とめっき性の両立を図る、特に、多量のＳｉを含有する鋼のめっき性を改善した鋼板として、一旦焼鈍を行った後、酸洗を行い、鋼板表面の酸化物を除去した後、再度、溶融亜鉛めっきを施した鋼板が提案されている（特許文献２）。
しかしながら、この鋼板では、熱処理後の酸洗、及び、めっきラインの通過は、大幅な工程増加を招くこととなり、コスト高を招くことから望ましくない。
一方、残留オーステナイトを含む熱延鋼板を酸洗後、冷延を行うことなく、溶融めっきを施した鋼板が提案されている（特許文献３）。
しかしながら、この鋼板においても、冷延工程を経ないことから、板厚が薄い鋼板の製造は難しいという問題点があった。

さらに、優れた延性とめっき性の両立を図った鋼板として、冷延後に鋼板表面にＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏ等の金属プレめっきを施した後、熱処理ラインを通過させ、その後、この金属プレめっき層上に溶融亜鉛めっきを施した鋼板が提案されている（特許文献４）。この鋼板は、鋼板表層にＳｉやＭｎよりも酸化し難い金属をプレめっきすることで、鋼板表層を、あたかも、ＳｉやＭｎを含まない鋼板としたものである。しかしながら、鋼板表面に金属プレめっきを行ったとしても、これら元素が熱処理時に鋼板内部に拡散してしまうことから、多量の金属プレめっきを行わねばならず、大幅なコスト高を招くという問題点があった。
これに対し、鋼板中に含まれるＳｉをＡｌで置換することで、優れた延性とめっき性を両立した鋼板が提案されている（特許文献５、６）。
しかしながら、この鋼板においても、第二相を硬質組織とし、穴拡げ性と成形性の両立を図ろうとした場合、ＳｉをＡｌで置換することは、主相と硬質第二相の硬度差低減には寄与しないことから、穴拡げ性はあまり向上しない。加えて、この鋼板は、ＳｉをＡｌで代替することでめっき性を改善したものであり、Ｓｉを多量に含む鋼板のめっき性を改善したものではない。

これらの鋼板に対して、鋼板表層に含まれるＳｉやＭｎ等の易酸化元素を、熱延巻き取り時、あるいは、巻き取り後の付加的な熱処理にて、鋼板表面及び鋼板内部にて酸化させた後、鋼板表面の酸化物を酸洗にて除去し、鋼板表面の鉄中に含まれる固溶Ｓｉ量を減少させ、めっき性を改善した鋼板が提案されている（特許文献７、８）。
この鋼板は、最終熱処理前に鋼板表層に含まれるＳｉやＭｎを酸化物とすることで、鋼板表層に含まれる固溶ＳｉやＭｎ含有量を低減し、めっき前の熱処理時に酸化物形成可能なＳｉやＭｎを低減したものであり、あたかも、ＳｉやＭｎを含まない鋼板であるかのようなめっき性を有している。
中村 展行、占部 俊明、細谷 佳弘、梅津 亨、「超高強度冷延鋼板の伸びフランジ成形性に及ぼす組織の影響（ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ）」、日本鉄鋼協会、２０００年３月発行、第１３巻、第３号、３９１頁 清水 哲雄、安原 英子、古君 修、森田 正彦、「伸びフランジ性に優れた自動車ホイール用高強度熱延鋼板（ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ）」、日本鉄鋼協会、２０００年３月発行、第１３巻、第３号、４１１頁 特開平１１−２７９６９１号公報 特許第３５２１８５１号公報 特開平４−２６７２０号公報 特許第３５９８０８７号公報 特許第２６６０６４４号公報 特許第３６６１５５９号公報 特許第３４６８００４号公報 特開２００２−８８４５９号公報

ところで、従来の特許文献７、８に記載された鋼板においては、熱延時にこのような酸化物を形成させるためには、巻き取り温度を高温とするか、あるいは、付加的な熱処理を施す必要がある。その結果、鋼板表面に厚いスケールが出来てしまい、しかも、このスケールは酸洗で除去し難く、酸洗性に劣るという問題点があった。
更には、連続溶融めっきライン中の雰囲気が、ＳｉやＭｎが酸化可能な雰囲気であることから、焼鈍時間が長くなった場合、あるいは、焼鈍温度が高い場合には、鋼板内部に含まれるＳｉやＭｎが表層に拡散して酸化物を形成してしまい、めっき性の確保が難しくなるという問題点があった。加えて、酸洗時に除去可能な酸化物は、鋼板表層に形成した酸化物であり、粒内に存在している内部酸化物の除去は難しい。その結果、冷延のような強加工を施す場合、鋼板表層に分布した酸化物が亀裂形成の起点となり、冷延中あるいはその後の熱処理ラインを通板する際に、板破断を招く虞があるという問題点があった。

本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、最大引張強度（ＴＳ）５９０ＭＰａ以上で優れた加工性を有し、しかも成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者等は、上記の目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、成形性向上のためには、鋼板中にフェライトを主相とし、第二相として体積率３％以上の残留オーステナイトを含有させ、かつ、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎをあるバランスで狭い範囲で制御することが重要であることを見出した。また、穴拡げ性に関しては、鋼中に含まれる酸素を低減することで鋼板中に含まれる介在物を低減し、穴拡げや曲げ加工の際の亀裂の形成を抑制することにより、穴拡げ性が向上することを見出した。同時に、鋼中へのＳｉ添加量を増加し、主相を硬質化することで、第二相の硬度差の低減によりマイクロボイドの形成の抑制が可能であり、更なる穴拡げ性の向上が可能であることを見出した。
また、めっき性に関しては、熱処理中の炉内の雰囲気をある範囲に制御することで、Ｓｉを多量に含む鋼であっても、めっき性を確保することが可能であることを見出した。
さらに、これらを同時に行うことで、成形性と穴拡げ性に優れためっき鋼板の製造が可能となった。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％未満、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．１〜１．９％、Ｏ：０．００６％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で主相としてフェライトを５０％以上含有し、オーステナイトを３〜５０％未満含有し、残部組織がベイナイトまたはマルテンサイトからなる鋼板の表面に、Ｆｅを１５質量％以下含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板において、
前記鋼板と前記溶融亜鉛めっき層との界面から５μｍ以内の前記鋼板内の結晶粒界及び結晶粒内、前記溶融亜鉛めっき層内のいずれか一方、または双方に、Ｓｉを含む酸化物を平均含有率０．０１〜１０質量％にて含有してなることを特徴とする成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（２） さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有してなることを特徴とする（１）に記載の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（３） さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％の１種または２種を含有してなることを特徴とする（１）または（２）に記載の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（４） さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有してなることを特徴とする（１）ないし（３）のいずれかに記載の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（５） さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％、Ｙ：０．０００５〜０．０１％の群から選択される１種または２種以上を含有してなることを特徴とする（１）ないし（４）のいずれかに記載の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（６） 前記Ｓｉを含む酸化物は、ＳｉＯ_２、ＦｅＳｉＯ_３、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、ＭｎＳｉＯ_３、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４の群から選択される１種または２種以上であることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項記載の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（７） （１）ないし（６）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき層を、Ｆｅを７〜１５質量％含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなり、かつ、合金化処理が施された合金化溶融亜鉛めっき層としたことを特徴とする成形性と穴拡げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（８） （１）ないし（５）のいずれかに記載の化学成分からなる鋼板に溶融亜鉛めっきを施す際の雰囲気を、
Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、この雰囲気中の水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
を満足するように制御することを特徴とする成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（９） （１）ないし（５）のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態点以上の温度にて熱間圧延を施し、次いで、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、次いで、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、その後、溶融亜鉛めっきを施す高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなり、かつ、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
を満足するように制御する雰囲気下にて、
７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、次いで、６５０℃まで０．１〜２００℃／秒で冷却し、６５０℃〜５００℃間を平均冷却速度３〜２００℃／秒にて冷却して（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃間の温度とし、その後、亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（１０） （１）ないし（５）のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態点以上の温度にて熱間圧延を施し、次いで、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、次いで、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、その後、溶融亜鉛めっき及び合金化処理を施す高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなり、かつ、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
を満足するように制御する雰囲気下にて、
７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、次いで、６５０℃まで０．１〜２００℃／秒で冷却し、６５０℃〜５００℃間を平均冷却速度３〜２００℃／秒にて冷却して（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃間の温度とし、次いで、亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで、４６０℃以上の温度にて合金化処理を施し、その後、室温まで冷却することを特徴とする成形性と穴拡げ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。

本発明の鋼板によれば、その表面に、Ｆｅを１５質量％以下含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有し、この鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面から５μｍ以内の前記鋼板内の結晶粒界及び結晶粒内、前記溶融亜鉛めっき層内のいずれか一方、または双方に、Ｓｉを含む酸化物を平均含有率０．０１〜１０質量％にて含有してなることとしたので、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な引張強度である５９０ＭＰａ以上の高強度と、優れた成形性、穴拡げ性及び耐食性を兼備する鋼板を安価に提供することができる。

本発明の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の最良の形態について説明する。
なお、この形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％未満、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．１〜１．９％、Ｏ：０．００６％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で主相としてフェライトを５０％以上含有し、オーステナイトを３〜５０％未満含有し、残部組織がベイナイトまたはマルテンサイトからなる鋼板の表面に、Ｆｅを１５質量％以下含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板において、
前記鋼板と前記溶融亜鉛めっき層との界面から５μｍ以内の前記鋼板内の結晶粒界及び結晶粒内、前記溶融亜鉛めっき層内のいずれか一方、または双方に、Ｓｉを含む酸化物を平均含有率０．０１〜１０質量％にて含有したものである。

この高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、まず、最大引張強度（ＴＳ）５９０ＭＰａ以上と優れた成形性を兼備するためには、Ｃ量を０．０５〜０．２５質量％とし、このＣ量に応じてＳｉ及びＭｎをあるバランスで制御することが極めて重要である。これらの鋼板成分を適正な範囲とすることで、５９０ＭＰａ以上のＴＳと優れた成形性が具備される。
一方、穴拡げ性に関しては、鋼中に含まれるＯ量を低減することが極めて重要である。同時に、Ｓｉ量を１．０〜２．０質量％とすることで、更なる穴拡げ性と成形性の向上を図ることができる。
また、めっき性に関しては、めっき浴通板前の雰囲気を所定の範囲内とすることで、Ｓｉを多量に含有する鋼板であっても、めっき不良が生じる虞の無いめっき層を鋼板上に形成することができる。

ここで、鋼の組成を上記の様に限定した理由について説明する。ここでは、「％」は「質量％」を意味する。
Ｃは、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。しかしながら、その含有量が０．０５％未満であると、５９０ＭＰａ以上の引張強度と加工性を両立させることが難しくなり、一方、その含有量が０．２５％以上となると、スポット溶接性の確保が困難となる。そこで、含有量の範囲を０．０５〜０．２５％未満に限定した。
Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。特に、フェライトを強化することから、第二相である残留オーステナイトとの硬度差を低減することで、穴拡げや曲げ加工時のフェライトと第二相との界面でのマイクロボイドの形成を抑制し、穴拡げ性を向上させる。しかしながら、その含有量が１．０％未満であると、穴拡げ性向上の効果が得難くなり、一方、その含有量が２．０％を超えると、加工性が低下する。そこで、含有量の範囲を１．０〜２．０％の範囲に限定した。

Ｍｎは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら、その含有量が１．１％未満であると、５９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難であり、一方、その含有量が１，９％を越えると、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招く。そこで、１．９％を上限とした。なお、含有量のより好ましい範囲は、１．２〜１．８％である。
Ｏは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、また、亀裂形成の起点ともなり、大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。

この現象は、Ｏの含有量が０．００６％を超えると顕著となることから、Ｏの含有量の上限を０．００６％とした。また、Ｏの下限値は特に定める必要はないが、０．００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、０．００１％を下限とすることが好ましい。
ただし、本鋼板は鋼板表層、あるいは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に酸化物を含むことから、表層のＯ含有量は鋼板内部に比較して高くなる。しかしながら、これら酸化物は、鋼中に存在する介在物に比較して少ないことから、端面への切り欠き状の傷や粗大なディンプル形成の原因とはならず、したがって、穴拡げ性を劣化させることはない。

Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。含有量が０．０４％を超えると、溶接部の脆化が顕著になるため、含有量の適正範囲を０．０４％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることから、この値を下限値とすることが好ましい。
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、含有量の上限値を０．０１％とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることから、この値を下限値とすることが好ましい。また、Ｓは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、穴拡げ性を低下させるので、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。

Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。なお、Ａｌの過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。そこで、含有量の上限を０．０５％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎの含有量が０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有してなることが好ましい。
Ｃｒは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかしながら、含有量が０．０５％未満では、これらの効果が得られないため、下限値を０．０５％とした。一方、含有量が１％を越えると、製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。

Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかしながら、含有量が０．０５％未満では、これらの効果が得られないため、下限値を０．０５％とした。一方、含有量が１％を越えると、製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。
Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかしながら、含有量が０．０５％未満では、これらの効果が得られないため、下限値を０．０５％とした。一方、含有量が１％を越えると、製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％の１種または２種を含有してなることが好ましい。
Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。ここで、含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。一方、含有量が０．０５％を越えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．０５％とした。
Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。ここで、含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。一方、含有量が０．０５％を越えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．０５％とした。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有してなることが好ましい。
Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その含有量が０．００４５％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を０．００４５％とした。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％、Ｙ：０．０００５〜０．０１％の群から選択される１種または２種以上を含有してなることが好ましい。
また、これらＣａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙから選ばれる１種または２種以上の含有量の合計は、０．０００５〜０．０４％が好ましい。
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ及びＹは、脱酸に用いる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０００５％以上含有することが好ましい。しかしながら、含有量が合計で０．０４％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で０．０００５〜０．０４％とした。

なお、本発明においては、ＬａやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅを除く希土類元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外の希土類元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属Ｌａや金属Ｃｅを含有したとしても、本発明の効果は発揮される。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、ミクロ組織が、体積分率で主相としてフェライトを５０％以上含有し、オーステナイトを３〜５０％未満含有し、残部組織がベイナイトまたはマルテンサイトからなる鋼板とする必要がある。
特に、優れた延性を確保するためには、主相をフェライトとし、かつ、第二相として体積分率で３％以上の残留オーステナイトを含む必要がある。
なお、フェライト相の形態としては、ポリゴナルフェライトの他に、アシキラーフェライト、回復した未再結晶フェライトを含むものとする。主相をフェライトとしたのは、軟質なフェライトにて延性を確保するためである。第二相として、残留オーステナイトを含むことで、高強度化と延性の向上が同時に達成される。
ここで、体積分率（貴社の提案書では「面積率」となっております。以下同）が３％未満では、その効果が得難いことから、その下限を３％とした。ベイナイト組織は、残留オーステナイトの安定化に活用することから、不可避的に含有する。更なる高強度化のために、マルテンサイトを含有しても良い。

なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および体積分率の測定は、ナイタール試薬および特開５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食し、その後、１０００倍の光学顕微鏡による観察、または１０００〜１０００００倍の走査型電子顕微鏡または透過型電子顕微鏡による観察により定量化が可能である。
なお、回復した未再結晶フェライトとラスベイナイト組織の分離は、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法の結晶方位マッピングにより行い、粒内で連続的に方位が変化しているフェライト相あるいは回復して微細なセル構造を有しているフェライト相については、未再結晶フェライト相と判断する。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の体積分率を求めることが出来る。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、成形性、穴拡げ性及び成形加工性に優れていることに特徴がある。
延性に関しては、具体的には、引張最大強度（ＴＳ）（ＭＰａ）×引張試験の全伸び（Ｅｌ）（％）で２１０００（ＭＰａ×％）以上を有するものを、延性に優れているものと定義する。
また、穴拡げ性に関しては、具体的には、５回の穴拡げ試験を行い、その平均値を穴拡げ率とし、ＴＳ（ＭＰａ）×穴拡げ率（λ）（％）で３５０００（ＭＰａ×％）以上を有するものを、穴拡げ性に優れているものと定義する。

連続めっきラインにおける加熱中の雰囲気を制御することで、鋼板中に含まれるＳｉやＭｎは、鋼板内部にて酸化物を形成することから、めっき浴浸漬前の鋼板表面での酸化物の形成が抑制される。酸化物は、めっき層中、粒内及び粒界のいずれに形成しても、本発明の効果であるめっき性は確保可能である。この結果、濡れ性が確保され、かつ、合金化反応が促進されることで、めっき密着性が向上する。

この効果は、めっき層中、あるいは、めっき層と鋼板との界面から５μｍ以内の鋼板内、のいずれか一方、あるいは、両方にＳｉを含む酸化物を平均０．０１〜１０質量％含有することで顕著となる。ここで、めっき層中、あるいは、めっき層と鋼板との界面から５μｍ以内の鋼板内としたのは、めっき浴浸漬前に鋼板内部に酸化物が存在していたとしても、めっき浴浸漬後、あるいは、合金化処理後にめっき層と鋼板の間で相互拡散が起こり、めっき層と鋼板との界面が、鋼板側へ移動する場合があることから、めっき浴浸漬前に鋼板内部に形成された酸化物であっても、めっき層および鋼板内部のいずれにも存在する可能性があるからである。このことから、酸化物はめっき層中、あるいは、鋼板内のいずれに含まれても構わない。

例えば、溶融亜鉛めっき鋼板では、合金化がほとんど進行していないことから、Ｓｉを含む酸化物は鋼板内に存在する割合が多い。一方、合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、合金化が進行していることから、溶融亜鉛めっき鋼板に比較して、Ｓｉを含む酸化物はめっき層中に存在する割合が多い。
このＳｉを含む酸化物の含有量を０．０１〜１０質量％とすることで、濡れ性とめっき密着性が向上する。

ここで、Ｓｉを含む酸化物の含有量の下限を０．０１質量％としたのは、０．０１質量％未満では、濡れ性の向上や合金化促進の効果が得られ難いためである。一方、１０質量％を超えると、めっき密着性を向上させる効果が飽和することからその上限を１０質量％とした。ただし、１０質量％を超えて酸化物を含有したとしても、本発明の効果である優れた濡れ性とめっき密着性を確保することができる。
また、めっき層と鋼板との界面から５μｍ以内の鋼板内としたのは、界面から５μｍを越えた鋼板内に内部酸化物を形成させたとしても、その効果が飽和するばかりでなく、その鋼板内に過度に発達した内部酸化物を形成させるためには長時間を要し、生産性に劣るからである。そこで、上限を５μｍ以内とした。なお、５μｍを超えて鋼板内部に内部酸化物を発達させたとしても、本発明の効果である優れためっき性は発揮される。

このＳｉを含む内部酸化物は、球状や線状になって鋼板中に存在し、顕微鏡観察において明瞭に区別できる。本発明において、内部酸化物を含有する鋼層とは、顕微鏡観察においてＳｉを含有する酸化物が観察される層である。また、Ｓｉを含有する酸化物の平均含有率とは、この鋼層中に含まれるＳｉを含有する酸化物の平均含有率を示し、内部酸化物を含有する鋼層の厚みとは、めっき層と鋼板との界面からＳｉを含有する酸化物が観察される部分までの幅を示す。
Ｓｉを含有する酸化物の含有率の測定は、Ｓｉを含有する酸化物の質量％が測定できればどのような方法でも構わないが、Ｓｉを含有する酸化物を含有する層を酸で溶解し、Ｓｉを含有する酸化物を分離させた後、質量を測定する方法が確実である。また、Ｓｉを含有する酸化物の内部酸化物を含有する鋼層の厚みの測定も特に規定しないが、鋼板の断面を、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察する方法が確実である。

Ｓｉを含有する酸化物は、酸化物の種類に依らずめっきの濡れ性や合金化反応を促進することができる。
このＳｉを含有する酸化物としては、特に限定する必要はないが、ＳｉＯ_２、ＦｅＳｉＯ_３、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、ＭｎＳｉＯ_３、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４の群から選択される１種または２種以上であることが好ましい。
ただし、ＳｉとＭｎを複合で含む酸化物が存在する場合に合金化の促進が著しいことから、ＭｎＳｉＯ_３、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４のいずれか、または双方を含有することが望ましい。

なお、鋼板中に存在する酸化物の同定は、ＴＥＭ、ＣＭＡ、ＥＰＭＡやＦＥ-ＳＥＭなどを用いて行うことができる。本発明に当たっては、抽出レプリカ試料を作成し、ＴＥＭ、ＥＰＭＡを用いて同定した。
また、上記のＳｉを含有する酸化物は、他の原子を含む複合酸化物であったり、欠陥を多く含む場合があるが、元素分析及び構造同定からもっとも近いものを見出して判別した。

次に、本発明のめっき層について説明する。
このめっき層は、Ｆｅを１５質量％以下含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなるめっき層である。
ここで、上記のめっき層に、スポット溶接性や塗装性が望まれる場合には、合金化処理によってこれらの特性を高めることができる。具体的には、Ｚｎメッキ浴に浸漬した後、合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
ここで、合金化処理後のＦｅ量が７質量％未満では、スポット溶接性が不十分となる。一方、Ｆｅ量が１５質量％を超えると、めっき層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が破壊・脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。したがって、合金化処理を行う場合のめっき層中Ｆｅ量の範囲は７〜１５質量％とする。
一方、合金化処理を行わない場合、めっき層中のＦｅ量が７質量％以下であっても、合金化により得られるスポット溶接を除く効果である耐食性と成形性や穴拡げ性は良好である。

めっき付着量については、特に限定はしないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ^２以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
なお、本発明におけるめっき鋼板とは、亜鉛めっき鋼板のほか、Ａｌめっき鋼板や各種めっき鋼板を含む。また、亜鉛めっき鋼板についても、溶融亜鉛めっき鋼板に加え、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。また、めっき層中には、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどを含有しても構わない。

次に、本発明の製造方法における製造条件の限定理由について述べる。
Ｓｉを多量に含有する鋼であっても、連続めっきラインの炉内の雰囲気を、
Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなり、かつ、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
を満足するように制御する雰囲気とすることで、濡れ性の向上や合金化反応の促進が可能である。
ここで、雰囲気中のＨ_２の濃度を１〜６０体積％としたのは、Ｈ_２の濃度が６０体積％を超えると、コスト高を招くことから好ましくなく、また、Ｈ_２の濃度が１体積％未満であると、鋼板に含まれるＦｅが酸化する虞があり、したがって、濡れ性やめっき密着性を低下させる虞があるからである。
Ｈ_２の濃度を６０体積％超とすることは、経済的に好ましくないことから、これを上限とする。以上の観点から、雰囲気中のＨ_２の濃度の範囲を、１〜６０体積％とした。

また、炉内の水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
を満足するように制御することで、Ｓｉを多量に含む鋼であっても、めっき性が確保される。ここで、ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）の下限を−３としたのは、−３未満では、鋼板表面にＳｉを含む酸化物が形成される割合が多くなり、その結果、濡れ性やめっき密着性が低下する。したがって、下限を−３とした。一方、上限を−０．５としたのは、その効果が飽和するためである。

すなわち、上記の雰囲気に制御することで、炉内の雰囲気は、Ｆｅが酸化せず、かつ、Ｓｉが内部酸化する条件となる。内部酸化とは、鋼板内部に酸化物が形成される現象であり、鋼板内部に拡散したＯと、鋼板内部に含まれるＳｉが反応し酸化物を形成することで、Ｓｉが鋼板表層に拡散する前に、鋼板内部で酸化物を形成する。この結果、不めっきやめっき密着性の低下の原因であった鋼板表面の酸化物の形成が抑制可能となる。
なお、炉内の雰囲気を制御する方法として、本発明では、水分圧と水素分圧の比を制御したが、例えば、二酸化炭素と一酸化炭素の分圧を制御する方法、または、二酸化窒素と一酸化窒素の分圧を制御する方法、あるいは、炉内に直接酸素を吹き込む方法等でも、同様の効果は得られる。また、炉内の水分圧と水素分圧の比は、炉内に水蒸気を吹き込むことで容易に調整することができ、しかも簡便である。

また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅを単独あるいは複数含むめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
さらには、めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。

熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではなく、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱間圧延スラブ（熱延スラブ）における加熱温度は、特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。また、過度に低温で加熱すると、仕上げ圧延温度をＡｒ３温度以上とすることが困難となることから、下限温度を１１００℃とすることが望ましい。
仕上げ圧延温度は、オーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ａｒ３温度以上が望ましい。
なお、Ａｒ３温度は次の式により求めることができる。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）

巻き取り温度は６３０℃以下にする必要がある。６３０℃を超えると、熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が生じるため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の穴拡げ性が劣化する。ここで、焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させる、更には、第二相を均一分散させ穴拡げ性を向上させる観点からは、６００℃以下で巻き取ることが好ましい。また、６３０℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。下限については特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、室温が実質的な下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。

このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、めっき性向上のためには重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜７０％で冷間圧延して、連続溶融亜鉛めっきラインを通板する。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難となり、また、最終製品の延性が劣悪となるので、これを下限とする。一方、７０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。
この圧下率のより好ましい範囲は４５〜６５％である。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
めっきラインを通板する場合の加熱速度は、特に定めることなく本発明の効果は発揮される。０．５℃／秒未満の加熱速度は、生産性が大きく損なわれ、好ましくないので、これが下限となる。一方、加熱速度を１００℃超とすることは、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくないので、これが実質的な上限となる。

最高加熱温度は、７５０〜９００℃の範囲である。最高加熱温度が７５０℃未満になると、熱延時に形成した炭化物が再固溶するのに時間がかかりすぎてしまい炭化物、あるいは、その一部が残存することから、５９０ＭＰａ以上の強度が確保し難く、さらには、鋼板中に残存する粗大な炭化物が穴拡げ性の劣化をもたらす。このことから、７５０℃が最高加熱温度の下限である。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたり等のトラブルを誘発することから、最高加熱温度の上限を９００℃とする。

この温度域での熱処理時間は、特に限定しないが、炭化物の溶解のためには、１０秒以上が望ましい。一方、熱処理時間が６００秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。
この熱処理は、最高加熱温度にて等温保持を行っても良く、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却しても良い。いずれの熱処理によっても本発明の効果は発揮される。

上記焼鈍終了後、めっき浴浸漬温度まで冷却する。最高加熱温度から６５０℃までの平均冷却速度は、０．１〜２００℃／秒とすることが望ましい。冷却速度が、０．１℃／秒未満とすることは、生産性が大きく損なわれることから望ましくない。また、過度に冷却速度を上げることは、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。
６５０〜５００℃での冷却速度は、３〜２００℃／秒とする必要がある。冷却速度が小さすぎると、冷却過程にてオーステナイトがパーライト組織へと変態し、３％以上のオーステナイト体積率の確保が困難となる。そこで、下限を３℃／秒とした。一方、冷却速度を大きくしたとしても、材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を上げることは、製造コスト高を招くこととなる。そこで、上限を２００℃／秒とした。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。

めっき浴に浸漬する際の鋼板温度（浴浸漬板温度）は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度：（亜鉛めっき浴温度−４０）℃から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度：（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃までの温度範囲とすることが望ましい。
浴浸漬板温度が（亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合がある。そこで、下限を（亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。ただし、浸漬前の板温度が（亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬温度が（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。

また、めっき層の合金化を行う場合には、４６０℃以上で行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化の進行が遅く、生産性が悪い。上限は特に限定しないが、６００℃を超えると、炭化物が形成し、硬質組織（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト）体積率を減少させ、優れた延性の確保が難しくなるので、これが実質的な上限である。また、めっき浴浸漬前に、５００〜３５０℃の温度範囲にて、付加的な熱処理を行っても良い。付加的な熱処理とは、等温保持のみを意味するのではなく、この温度域での滞留を意味し、この温度域での除冷や加熱も含まれる。

熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。また、１．５％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを上限とする。
スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。

また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、めっき層の特性を制御するため、めっき浴中の有効Ａｌ濃度を０．０７〜０．１１０質量％の範囲に制御することが望ましい。ここで、めっき浴中の有効Ａｌ濃度とは、めっき浴中のＡｌ濃度Ｃ_Ａｌから、同めっき浴中のＦｅ濃度Ｃ_Ｆｅを減じた値（Ｃ_Ａｌ−Ｃ_Ｆｅ）である。
ここで、有効Ａｌ濃度を０．０７〜０．１１０質量％に限定した理由は、有効Ａｌ濃度が０．０７質量％よりも低い場合には、めっき層と鋼板との界面に脆いΓ層が厚く形成されてしまい、加工時のめっき密着性が劣るからであり、一方、有効Ａｌ濃度が０．１１０質量％よりも高い場合には、合金化が遅く、生産性に劣るからである。
また、本発明の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。

次に、本発明の鋼板を実施例及び比較例により詳細に説明する。
表１に示す成分を有するスラブを、１２００℃に加熱し、仕上げ熱延温度８９０℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２及び表３に示す温度で巻き取り処理を行った。次いで、これらの熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷延を行い、冷延板とした。その後、これらの冷延板に表２に示す条件で連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。
ここでは、焼鈍温度から６５０℃までを平均冷却速度１℃／秒にて冷却し、その後、６５０℃−４６０℃間を平均冷却速度３℃／秒にて冷却した。その後、亜鉛めっき浴に浸漬し、その後室温まで冷却した。
一部の鋼板については、亜鉛めっき浴に浸漬後、各条件にて合金化処理を行い、室温まで冷却した。その際の目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ^２とした。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。

得られた溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を行い、母材の引張特性であるＹＳ、ＴＳ、Ｅｌを測定した。なお、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。
引張試験は、１．２ｍｍ厚の鋼板から圧延方向と直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、引張特性を評価した。
ここでは、強度（ＴＳ）−全伸び（Ｅｌ）のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２１０００（ＭＰａ・％）を超えるものを、成形性に優れた高強度鋼板とした。
穴拡げ性は、直径１０ｍｍの円形穴を、クリアランスが１２．５％となる条件にて打ち抜き、かえりがダイ側となるようにし、次いで、６０°円錐ポンチにて成形し、穴拡がり率λ（％）により評価した。各条件とも、５回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡がり率とし、ＴＳ（ＭＰａ）×穴拡げ率（λ）（％）で３５０００（ＭＰａ×％）以上のものを穴拡げ性に優れているとした。

めっき性は下記のように評価した。
○：不めっきなし
△：不めっき若干あり
×：不めっき多数あり
合金化反応は下記のように評価した。
○：表面外観に合金化ムラなし
△：表面外観に合金化ムラ若干あり
×：表面外観に合金化ムラ多い

パウダリング性は、めっき密着性を評価するためのものであり、ビード引き抜き試験を行うことにより評価した。このビード引き抜き試験は、防錆油を塗布した後、サンプル幅３０ｍｍ、肩Ｒ１ｍｍＲの角ビード、押しつけ荷重１２００ｋｇ重、引き抜き速度２００ｍｍ／分の条件にて行った。
パウダリング性の評価は、引き抜き試験を行ったサンプルに接着用テープ（セロハンテープ）を貼って、はがし、接着用テープに付着しためっきの剥離の程度を目視で観察し、めっき層が全く剥離しないものを「○」（合格）、めっきが剥離したものを「×」（不合格）とした。
測定した引張特性、穴拡げ率、めっき性、合金化反応性、パウダリング性を表４〜表９に示す。

表４〜表９によれば、本発明の鋼板はいずれも成形性、穴拡げ性、めっき性、合金化反応性、パウダリング性に優れていることがわかる。
一方、Ｏを０．００６質量％超含む鋼板では、測定値が大きくばらつく場合があり、穴拡げ性の平均値は大きく低下した。

本発明の鋼板は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に用いて好適な、ＴＳで５９０ＭＰａ以上の高強度と優れた延性、穴拡げ性及び耐食性を兼備する鋼板を安価に提供することができるものであるから、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待できるのはもちろんのこと、自動車以外のＴＳで５９０ＭＰａ以上の高強度と優れた延性、穴拡げ性及び耐食性が要求される分野に対しても適用可能であり、その産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (10)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％未満、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．１〜１．９％、Ｏ：０．００６％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で主相としてフェライトを５０％以上含有し、オーステナイトを３〜５０％未満含有し、残部組織がベイナイトまたはマルテンサイトからなる鋼板の表面に、Ｆｅを１５質量％以下含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板において、
   前記鋼板と前記溶融亜鉛めっき層との界面から５μｍ以内の前記鋼板内の結晶粒界及び結晶粒内、前記溶融亜鉛めっき層内のいずれか一方、または双方に、Ｓｉを含む酸化物を平均含有率０．０１〜１０質量％にて含有してなることを特徴とする成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
2. さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有してなることを特徴とする請求項１記載の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
3. さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％の１種または２種を含有してなることを特徴とする請求項１または２記載の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有してなることを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１項記載の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
5. さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％、Ｙ：０．０００５〜０．０１％の群から選択される１種または２種以上を含有してなることを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項記載の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 前記Ｓｉを含む酸化物は、ＳｉＯ_２、ＦｅＳｉＯ_３、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、ＭｎＳｉＯ_３、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４の群から選択される１種または２種以上であることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項記載の成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 請求項１ないし６のいずれか１項記載の溶融亜鉛めっき層を、Ｆｅを７〜１５質量％含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなり、かつ、合金化処理が施された合金化溶融亜鉛めっき層としたことを特徴とする成形性と穴拡げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
8. 請求項１ないし５のいずれか１項記載の化学成分からなる鋼板に溶融亜鉛めっきを施す際の雰囲気を、
   Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、この雰囲気中の水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
   −３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
   を満足するように制御することを特徴とする成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 請求項１ないし５のいずれか１項記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態点以上の温度にて熱間圧延を施し、次いで、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、次いで、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、その後、溶融亜鉛めっきを施す高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
   Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなり、かつ、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
   −３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
   を満足するように制御する雰囲気下にて、
   ７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、次いで、６５０℃まで０．１〜２００℃／秒で冷却し、６５０℃〜５００℃間を平均冷却速度３〜２００℃／秒にて冷却して（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃間の温度とし、その後、亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
10. 請求項１ないし５のいずれか１項記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態点以上の温度にて熱間圧延を施し、次いで、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、次いで、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、その後、溶融亜鉛めっき及び合金化処理を施す高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
    Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなり、かつ、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
    −３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
    を満足するように制御する雰囲気下にて、
    ７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、次いで、６５０℃まで０．１〜２００℃／秒で冷却し、６５０℃〜５００℃間を平均冷却速度３〜２００℃／秒にて冷却して（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃間の温度とし、次いで、亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで、４６０℃以上の温度にて合金化処理を施し、その後、室温まで冷却することを特徴とする成形性と穴拡げ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。