JP5564432B2 - 加工性に優れた高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
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Description
本発明は主に自動車の内・外板用で用いられる高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、従来の自動車用の高強度鋼板に比べて優れた成形性を有するだけではなく、高強度鋼板、特に自動車用の薄鋼板の亜鉛メッキの合金化処理時に生じられる成形性の減少を最小化させた高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法に関する。
最近、自動車用の鋼板は自動車成形品の複雑化、一体化の傾向によりさらに高い水準の成形性が必要であり、一方では自動車の製造時に連続作業性を決める良好なスポット溶接性も求められる。
このような要求に応じることができる鋼板を亜鉛メッキ方式、特に溶融亜鉛メッキ方式で製造する場合、耐蝕性とスポット溶接性を向上させるために合金化（ｇａｌｖａｎｎｅａｌ）処理がなされている。しかしながら、変態誘起塑性特性を有する鋼の場合、合金化処理時に加工性が劣化するという問題点が存在する。変態誘起塑性特性を有する鋼の場合、組織の中にオーステナイトを残留させて変形中に変態が進行されるようにしなければならない。しかしながら、合金化処理をする場合、オーステナイトが炭化物とフェライトに分解されて、消滅する。
このようなメッキ中の加工性劣化問題を改善するための技術として、多様な深絞り加工用の薄鋼板の製造技術が開発された。この技術では、変態誘起塑性を誘導するためにＡｌ、Ｓｉ、Ｐなどを活用し、かつ３００〜５００℃で組織内の炭化物の形成を抑制する方法を用いている。さらに、メッキ性の改善のために多様な合金元素を添加すること、または冷延焼鈍時の偏析を抑制する方法などによって、メッキ性を改善させる方法などが提案されている。
しかし、このような方法による場合にも、一定量の炭化物の形成を抑制することは難しい。さらに、従来技術のうちの一部は、現在用いられる一般的な熱延-冷延-連続焼鈍の設備では実現するのが困難であり、明確な条件が定立されていない。
一方、最近は高度加工用の高強度鋼材を製造する方法として、Ｓｉを多量に添加して変態誘起塑性を誘導することにより、加工性を向上させる方法が活用されている。しかし、この場合にも問題点が発生する可能性がある。まず、Ｓｉが表面に偏析して形成された酸化被膜によって、溶融された亜鉛が鋼板に付着せず、部分的に未メッキの部位が発生する可能性がある。また、合金化処理時に加えられる５００℃以上の熱履歴によって、加工性の増加に必要な残留オーステナイトが分解される可能性がある。残留オーステナイトの量が減少すると、強度及び加工性に影響を与える延伸率の減少につながる可能性がある。これにより、一般的な加工用の高強度鋼は、合金化処理時の材質劣化によって、５８０ＭＰａ以上の強度で高度加工性を得ることができない。
上述の問題を解決するための方法として、鋼内へのＳｂの添加、酸化物の制御、及び炉内雰囲気の制御、または酸化還元法のような技術が存在する。しかし、これらの技術は主にメッキ材ではなく、冷延鋼板の加工性を確保するものである。合金化処理を経るメッキ鋼板での活用性は、利用できない。また、これらの技術は、メッキ熱処理が必要であるため、残留オーステナイトが分解（図１）されて加工性が劣化する可能性がある。
従って、本発明は、上述の問題点を解決する同時に、材料の劣化を最小化させながら加工性を維持及び向上させることができる、高強度冷延鋼板及び亜鉛メッキ鋼板の合金成分系とその製造条件を提供することを目的とする。
本発明は、重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２５％、Ｎ：７０ｐｐｍ〜３００ｐｐｍ、Ｎ-１４／２７Ａｌ：７０ｐｐｍ以上、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、及びＳ：０．０２％以下、並びに残部Ｆｅ及びその他不可避の不純物を含むことを特徴とする、冷延鋼板及びこれに亜鉛メッキ処理した亜鉛メッキ鋼板を提供する。
前記冷延鋼板または亜鉛メッキ鋼板は、Ｃｏ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．１％、及びＣａ：０．０００１〜０．０３％からなる群より選択される、１種または２種以上の成分を、追加的に含むことができる。
本発明の別の態様においては、上述の成分の鋼スラブにおいて、１１００〜１２５０℃で再加熱する段階、Ａｒ３〜９５０℃で熱間仕上圧延を終了する段階、４５０〜７００℃の温度で巻取する段階、酸洗処理及び目標厚さで冷間圧延する段階、及び７５０〜８３０℃の温度で焼鈍する段階を含むことを特徴とする、冷延鋼板の製造方法を提供する。
さらに、本発明は焼鈍処理された鋼板において、６５０〜７５０℃の温度領域まで１〜１０℃／ｓｅｃで冷却し、更に、３００〜４５０℃の領域に急冷する冷却段階、及び冷却された鋼板を亜鉛メッキ及び合金化処理する段階を追加することを特徴とする溶融メッキ鋼板の製造方法を提供する。
本発明によれば、変態誘起塑性を活用したメッキ鋼板の製造時、合金化処理中にも変態誘起塑性特性が維持されることができるため延伸率が良く、かつ材質の劣化がない、合金化および亜鉛メッキ鋼板を生産することができる。さらに、鋼板の加工性を向上させることができる。
以下、本発明の鋼板を構成する成分系に関して詳細に説明する。
Ｃは、Ｎとともに２相域焼鈍中にオーステナイトに偏析されて、更にベイナイト変態処理の間にオーステナイトにもう一度濃化されることにより、マルテンサイト変態点を常温以下に低下させて、オーステナイトが常温で安定的に維持されるようにする。従って、Ｃは０．０４重量％以上で添加されるが、その含量が過多になると溶接部に硬化組織を形成するため、上限を０．２５重量％に限定する。
Ｎは、オーステナイト偏析作用の他にも、Ｃとは異なって冷却時にＦｅと窒化物を形成しない特性を有して変態誘起塑性を維持する役割をする。したがって、Ｎは０．００７重量％以上で添加される。Ｎのこのような効果により、鋼板はメッキ層の合金化熱処理の後にも変態誘起塑性特性が保全されて、加工性を維持することができる（図１）。また、Ｎは、２相域焼鈍中にオーステナイト部位に固溶Ｃとともに集まるようになり、１次的にオーステナイトを安定化させる。そして、急冷後の熱処理時に、Ｎは更にオーステナイトにもう一度集中されて、マルテンサイト変態温度を常温以下に下げて、オーステナイト残留を促進する。しかし、Ｎの量が過多になると、鋼製造の後に鋼内部に気泡が発生する可能性がある。このため、Ｎの添加量の上限は０．０３重量％に限定する。
本発明ではこのようにＮの初期添加量を限定したが、工程によって、または合金化処理中にＮと反応して、Ｎの量を低減させるＡｌなどの元素が、鋼の製造工程中に流入されるため、実際の固溶Ｎ量を別途限定する必要がある。本発明では、Ｎの初期投入量とは別に、有効固溶量を設定するため、有効固溶Ｎを評価するＮ-１４／２７Ａｌ値を基準として用いた。この基準を用いて、Ｎの有効固溶量は７０ｐｐｍ以上に設定する。そして、Ｎは１００ｐｐｍの水準まで固溶される（図４）。Ｍｎをともに添加する場合には、親和性が増加して、Ｎは３００ｐｐｍまで添加してすることができる。しかし、固溶Ｎの量が過多になると、最終凝固部に気孔が形成されて鋼の内部品質を劣化させる可能性がある。このため、固溶Ｎの量は３００ｐｐｍ以下に、好ましくは１５０ｐｐｍ以下に制限する。しかし、Ｍｎが同時に添加される場合には、親和性が増加して、Ｎは３００ｐｐｍまで添加することができる。
Ｍｎは、固溶強化の効果と、２相域でベイナイト処理時に中間相が形成されることを抑制する効果とを有する元素である。Ｍｎは、０．２重量％以上を添加する。しかし、Ｍｎの添加量が過多になると、焼入性が高くなりすぎて、鋼の強度が増加して、加工性及び溶接性が低下される可能性がある。このため、Ｍｎの上限は３．０重量％に制限する。
Ｓｉは、変態誘起塑性を誘導する成分であり、メッキ工程及び焼鈍工程の後のベイナイト処理時に、炭素が炭化物として析出されてオーステナイトから排出される現象を抑制する。Ｓｉは、０．５重量％以上を添加する。しかし、Ｓｉの過多な添加は溶接性に負の影響があり、かつ連続焼鈍工程と連続亜鉛メッキ工程で高温焼鈍時に鋼板表面の偏析現象が生じる。従って、Ｓｉの過剰な添加は、亜鉛メッキ時の鋼板表面の溶融亜鉛の濡れ性を減少させ、メッキ性が低下する可能性がある。このため、Ｓｉの上限を２．０重量％に制限する。
Ｐは、強度上昇のために添加される固溶強化元素であり、０．０１重量％を添加する。しかし、Ｐの添加量が０．１０％を超えると溶接性が劣化して、連鋳時に起きる中心偏析によって、部位ごとに鋼の材質偏差が増加する。また、溶接後に粒界強度の弱化によって溶接性も低下される可能性がある。このため、Ｐの上限を０．１重量％に制限する。
Ａｌは、溶鋼中の酸素を除去して、酸素が凝固工程中に気体相を形成して沸き立つ（ｂｏｉｌ）現象を防ぐ。しかし、凝固後には、Ａｌは鋼中の窒素と結合して形成されるＡｌＮ析出物として形成されて、Ｎを排出させて変態誘起塑性特性を抑制する。このため、できる限りＡｌを０．００５重量％以下に制限して、窒素ができる限り固溶状態で残留できるようにする。
Ｓは、鋼の製造時に不可避に含有される元素である。Ｓは、鋼の中に圧延後に内部欠陷を誘発するＭｎＳでとして形成され、孔拡張比などの鋼板の破壊特性を減じる。従って、Ｓの許容範囲を０．０２重量％以下に制限して、エッジ（Ｅｄｇｅ）部の破壊特性が減じることを防止する。
Ｃｏは、鋼の強度を向上させるために添加する元素である。Ｃｏは、高温焼鈍時に酸化物の形成を抑制し、亜鉛メッキ時に溶融亜鉛の鋼板に対する濡れ性を向上させることができるように、０．０１重量％以上を添加する。しかし、Ｃｏが過多に添加される場合、鋼の延伸率が大きく減少される可能性がある。このため、Ｃｏの上限は１．０重量％に制限する。
Ｍｏは、脆性の抑制及びメッキ性を改善させる元素であり、０．００５重量％以上を添加する。が、その含量が０．０５重量％を超えると改善効果が大きく減少されるだけでなく、経済性が低下する可能性がある。このため、Ｍｏ含有量は０．００５〜０．０５重量％に制限する。
Ｓｂは、鋼材表面に酸化物が形成されることを全体的に抑制することで、メッキ性を向上させるため、０．００１重量％以上、好ましくは０．００５重量％以上で添加する。Ｓｂを添加しない場合には、全表面に酸化物が形成されるため、亜鉛メッキ時に濡れ性が低下し、これによって未メッキ部位が発生する可能性が高くなる。しかし、Ｓｂを過多に添加すると生産コストを上昇させる可能性があるため、Ｓｂの上限は０．１重量％、好ましくは０．０５重量％に制限する。
Ｔｉ及び／またはＮｂ、Ｖは、鋼板の強度上昇及び粒径の微細化に有効な元素である。これらの元素が添加される場合、鋼材の内部でＮがＣに優先して析出物を形成することができるため、これらの元素は結晶粒を微細化及び炭素を保全する効果を有する。また、もっと高い温度で熱間圧延がなされるとしても、これらの元素は結晶粒を微細化することができるため、これらの元素は０．００１重量％以上を添加する。しかし、これらの元素の含量が０．１重量％を超えると、製造コストの上昇及び過多な析出物によってフェライト軟性を低下させる可能性がある。このため、これらの元素の上限を夫々０．１重量％に制限する。Ｖも、Ｎｂと類似の役割をする。Ｖが単独に添加される場合には、０．０４％以上の含量が確保されれば析出が可能である。ＶがＮｂと複合添加される場合には、複合的に析出される。このため、Ｖの添加範囲を０．００１〜０．１％に制限する。
Ｃａは、溶鋼内のＭｎＯ、ＭｎＳなどの非金属介在物と化合物を形成して、非金属介在物を球状化（ｓｐｈｅｒｏｄｉｚｅ）させて、柱状晶の粒界の破断強度を高めるだけではなく、鋼板のフランジクラック形成を抑制し、鋼板の孔拡張比を高める。このため、Ｃａは、０．０００１〜０．０３重量％の水準で、好ましくは０．０００５〜０．００３重量％で添加する。
上記の成分系で構成された鋼の微細組織は、７０％以上のフェライトと、残部のフェライトを取り囲む結晶粒界の周辺のベイナイト-オーステナイト（一部炭化物）の複合組織を特徴とする。この複合組織の中のオーステナイトが加工性の向上において重要な役割をする。この際、オーステナイト組織の軸比は２以上になる、長形状であることが好ましい。
以下、本発明の製造条件に対して詳細に説明する。
凝固以前の溶鋼製造工程で、鋼の中にＡｌが少なければ、ＣＯガスが凝固中に沸き立つため、連続鋳造が難しくなる。従って、一般的な鋼種には基本的にＡｌを添加して、溶鋼状態で酸素と酸化アルミニウムを形成させ、鋳造時のＣＯガスの発生が抑制される。そして、酸素と結合しない残部Ａｌは、凝固後に鋼内のＮと結合してＡｌＮを形成する。このような反応は、一般的な鋼から経時特性を除去し、加工後の表面が美麗になるが、変態誘起塑性を活用しなければならない本発明の鋼材では、固溶Ｎ効果を十分に使用しなければならない。このため、凝固以後のＡｌ流入量を低減させなければならない。
従って、本発明では、凝固後にＡｌの含量を最小化させることが、加工性の向上の方法として非常に重要である。このような方法は一般的な鋼材を生産する工程では用いにくい方法であるが、Ｓｉを多量に含有している変態誘起塑性鋼では、酸素がＳｉと結合してＳｉＯ２として消滅するため、可能である（図５参照）。これを基に、製鋼工程において、Ａｌが添加されず、またはＡｌを添加したとしても、Ａｌは、凝固後には酸素が５ｐｐｍ以上残留しないほどの量である、０．００５％以下の範囲で制限して用いることが必要である。
上述の成分系のように形成される鋼スラブを１１００〜１２５０℃で再加熱する。前記再加熱温度が１１００℃未満の場合は、組織均一化及びＴｉ、Ｎｂなどの再固溶が十分ではない。前記再加熱温度が１２５０℃を超えると、酸化スケールと金属との界面及び金属内部にＳｉＯ２、ＭｎＯ、Ａｌ２Ｏ３のような酸化物が多量に生成され、表面品質が劣化する可能性がある。このため、再加熱温度は１１００〜１２５０℃以内の範囲に制限する。
その後、Ａｒ３変態点以上〜９５０℃以下で、熱間仕上圧延を終了する。温度がＡｒ３変態点未満では、熱間変形の抵抗が急激に増加する可能性が高いため、製造工程時に問題が発生する可能性がある。９５０℃を超える温度では、厚すぎる酸化スケールが発生するだけではなく、鋼板の組織が粗大化する可能性がある。
熱間仕上圧延をした後、前記鋼板は４５０〜７００℃の温度で巻取られる。巻取温度の条件が７００℃を超えると、熱間圧延材の表面の酸化物の量が増加して、表面品質が悪くなる可能性がある。巻取が４５０℃未満の温度で行われる場合には、熱間圧延材の材質が硬化しすぎて、次の工程である冷間圧延工程での負荷が大きくなりすぎる。
上記のように製造された鋼板は、酸洗処理及び目標厚さで冷延する段階を経た後、再結晶及び微細組織の制御のために、７５０〜８３０℃の温度で焼鈍される。焼鈍の間に、鋼の中の炭素及び酸素が１次的にオーステナイト部分に集中する。特に、７５０〜８３０℃の低温焼鈍の条件では、Ｓｉ添加鋼のメッキでもっとも問題となる、Ｓｉ成分の表面偏析を抑制する効果を得ることができる。しかし、焼鈍温度が７５０℃未満の場合には、焼鈍時に炭化物の再固溶がきちんとなされないため、十分な変態誘起塑性特性を現わすようにＣを充分に活用することができない。一方、８３０℃を超える温度で焼鈍がなされると、Ｓｉ、Ｍｎなどの酸化物が表層に多量に形成されるため、メッキ付着性が悪くなり、メッキ層の合金化にも問題が発生する。また、Ｓｉ表面偏析反応は拡散反応の一つとであり、熱活性化特性を有しているため、８３０℃を超える温度では未メッキ現象が発生する可能性がある。
さらに、焼鈍部及びその後メッキ前熱処理部での雰囲気制御も必要であり、これは焼鈍処理の後には還元雰囲気が適用されなければならないことを意味する。このような還元雰囲気は、熱処理炉内の水素密度及び水蒸気含量（露点）によって制御することができる。水蒸気分圧は露点によって変化する（図３）。そして、還元傾向は、以下の数式１で評価することができる。
数式１で還元雰囲気を形成するためには、−１０℃以下の露点制御及び５％以上の水素吹入が必要である。また、ＰＨ２／ＰＨ２０比が増加するほど、表面のメッキ性は向上する（図９参照）。従って、上記の条件を満たす熱処理で、本発明の成分及び組織からなる鋼板を亜鉛亜鉛メッキ化及び合金化する。
この場合、一般の変態誘起塑性鋼は、５２０℃以下の低温で亜鉛メッキ処理（好ましくは、亜鉛メッキ-合金化処理）をすれば、延伸率の向上作用の役割をする変態誘起塑性特性を維持することができるが、本発明は加工性に優れた領域を、５６０℃の合金化処理温度まで拡張したのである。
焼鈍処理された鋼板は、板形状の調節に問題がないように、６５０〜７５０℃の温度領域で徐冷（１〜１０℃／秒）し、更に３００〜４５０℃、好ましくは３５０〜４００℃の領域まで急冷して温度を維持して、２次的に鋼材内のＣがオーステナイト域に集まるようにする。また、前記３００〜４５０℃の温度条件では、等温ベイナイト反応が遂行される。このような等温ベイナイト反応により、本発明の鋼材はそのマルテンサイト変態温度が常温以下に落ちて、オーステナイトが残留する微細組織を有するようになる。
また、鋼板をメッキする段階で合金化を促進するための方法として、焼鈍炉の入側で脱脂処理した後、ブラッシング（Ｂｒｕｓｈｉｎｇ）処理段階、８０〜８５％の塩酸溶液での酸洗処理段階、及び４〜１２％濃度のＳ−被覆（Ｃｏａｔｉｎｇ）処理段階からなる群より選択される、１種または２種以上の焼鈍前処理をすることができる。前処理をする場合、合金化温度を１５℃以上低減する効果が得られ、合金化時にも延伸率の確保に役立つ。
その後、冷却が実施され、鋼板はメッキ段階を経て、メッキ鋼板が製造される。メッキ槽の温度と合金化工程の温度は変態誘起塑性効果を減少させる要素になるため、できる限り熱履歴を最小化することが必要である。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。
（実施例）
下記表１のように造成される鋼スラブを１２００℃の温度範囲で加熱して抽出した後、上記の条件のように処理した。そして、高強度化上の影響を評価するために、表２の成分系で窒素添加の効果を導出した。
下記表１のように造成される鋼スラブを１２００℃の温度範囲で加熱して抽出した後、上記の条件のように処理した。そして、高強度化上の影響を評価するために、表２の成分系で窒素添加の効果を導出した。
上記表１の各鋼板に対する実施例の結果を図６に、表２の各鋼板に対する実施例の結果を図７に示した。図６は引張強さ５９０ＭＰａでの発明鋼と比較鋼の延伸率の変化を比較したグラフである。さらに図７では、窒素処理された鋼板の場合、温度増加に比べて延伸率の水準が高いことや、延伸率の下落幅が比較鋼に比べて小さいことを示している。
また、図７のＮｂ処理鋼は、Ｎｂを処理した発明鋼のうち発明鋼７の反応特性を示す例である。窒素を使用する場合、高温合金化処理で窒素を使用しない成分系に比べて優れた特性を表している。
このような方法により、十分な強度を維持しながらもメッキ性及び加工性に優れた特性を表す高強度亜鉛メッキ鋼板を製造することができる。
Claims (11)
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２５％、Ｎ：７０ｐｐｍ〜３００ｐｐｍ、Ｎ-１４／２７Ａｌ：７０ｐｐｍ以上、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、及びＳ：０．０２％以下、並びに残部Ｆｅ及びその他不可避の不純物からなり、フェライトが７０体積％以上、残りの組織がベイナイトとオーステナイトの複合組織で構成されることを特徴とする、冷延鋼板。
- 前記冷延鋼板は、Ｎｂ：０．００１〜０．１％をさらに含むことを特徴とする、請求項１に記載の冷延鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２５％、Ｎ：０．００７〜０．０３％、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、及びＳ：０．０２％以下、並びに残部Ｆｅ及びその他不可避の不純物からなり、Ｎ−１４／２７Ａｌ：７０ｐｐｍ以上である、鋼スラブを、１１００〜１２５０℃で再加熱する段階と、
Ａｒ３〜９５０℃で熱間仕上圧延を終了する段階と、
４５０〜７００℃の温度で巻取する段階と、
酸洗段階及び目標厚さで冷間圧延する段階と、
７５０〜８３０℃の温度で焼鈍する段階
とを含み、フェライトが７０体積％以上、残りの組織がベイナイトとオーステナイトの複合組織で構成されることを特徴とする、冷延鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブは、Ｎｂ：０．００１〜０．１％をさらに含むことを特徴とする、請求項３に記載の冷延鋼板の製造方法。
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２５％、Ｎ：７０ｐｐｍ〜３００ｐｐｍ、Ｎ-１４／２７Ａｌ：７０ｐｐｍ以上、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、及びＳ：０．０２％以下、並びに残部Ｆｅ及びその他不可避の不純物からなる鋼板に亜鉛メッキ処理することにより得られたものであり、フェライトが７０体積％以上、残りの組織がベイナイトとオーステナイトの複合組織で構成されることを特徴とする、亜鉛メッキ鋼板。
- 前記亜鉛メッキ鋼板は、Ｎｂ：０．００１〜０．１％を追加的に含むことを特徴とする、請求項５に記載の亜鉛メッキ鋼板。
- 前記亜鉛メッキ処理は溶融亜鉛メッキ処理であることを特徴とする、請求項５または６に記載の亜鉛メッキ鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２５％、Ｎ：０．００７〜０．０３％、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、及びＳ：０．０２％以下、並びに残部Ｆｅ及びその他不可避の不純物からなり、Ｎ−１４／２７Ａｌ：７０ｐｐｍ以上である、鋼スラブを
１１００〜１２５０℃で再加熱する段階と、
Ａｒ３〜９５０℃で熱間仕上圧延を終了する段階と、
４５０〜７００℃の温度で巻取する段階と、
酸洗段階及び目標厚さで冷間圧延する段階と、
７５０〜８３０℃の温度で焼鈍する段階と、
焼鈍された鋼板を、６５０〜７５０℃の温度領域まで１〜１０℃／秒で冷却し、更に、３００〜４５０℃の温度範囲で急冷する段階と、
冷却された鋼板を亜鉛メッキ化する段階、及び合金化する段階
とを含み、フェライトが７０体積％以上、残りの組織がベイナイトとオーステナイトの複合組織で構成されることを特徴とする、亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブは、Ｎｂ：０．００１〜０．１％をさらに含むことを特徴とする、請求項８に記載の亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛メッキ化段階は、５６０℃以下で行われることを特徴とする、請求項８に記載の亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
- 焼鈍炉の入側で脱脂処理をした後、ブラッシング（Ｂｒｕｓｈｉｎｇ）処理段階、８０〜８５％の塩酸溶液での酸洗処理段階、及び４〜１２％濃度のＳ−被覆（Ｃｏａｔｉｎｇ処理段階からなるグループから選択される１種または２種以上の焼鈍前処理段階をさらに含むことを特徴とする、請求項８に記載の亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
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