JP6694511B2 - 延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車の構造部材に用いられる高強度鋼板に関するもので、より詳細には、穴広げ性及び伸びに優れ、プレス成形性も非常に優れる、リン酸塩処理性及びスポット溶接性に優れた、高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関する。

自動車の軽量化のために、構造部材に適用される鋼板の強度を高め、且つ厚さを低減しようとする試みが多くなされている。しかしながら、鋼板の強度を高める場合、プレス成形性が相対的に低下するという問題がある。プレス成形性を向上させるために、鋼の伸びの他に、高い穴広げ性が求められているため、低温組織であるマルテンサイト、ベイナイトとともに、残留オーステナイト相を活用する変態組織鋼が開発され、用いられている。しかし、多量の合金元素が添加され、特に、残留オーステナイトを確保するために、ＳｉやＡｌが一般鋼に比べて多く添加されるため、表面にＳｉ濃化物または酸化物が形成される。したがって、冷延鋼板はリン酸塩処理性が悪く、溶融亜鉛めっき鋼板には、めっき品質が低下し、スポット溶接部にクラックが発生するという問題がある。

上記の問題を解決するために、合金の組成を低減し、２回の焼鈍熱処理によって加工性に優れた組織を確保する一方で、焼鈍後の鋼板の表面にＮｉなどを５〜７０ｍｇ／ｍ^２の付着量で付着した後、還元焼鈍する方法（ＪＰ２００２−４７５３５Ａ）が提案されている。しかし、１次焼鈍中の冷却速度が３０℃／秒以上であって板形状が不良となりうるため、１次焼鈍後、Ｎｉなどの金属めっき中に、不均一なめっきと水切り不良などによって、部分的にめっき不良が発生するという問題がある。

それとは対照的に、焼鈍中に内部酸化を起こして表面に濃化されるＳｉ及びＭｎの量を減らすことで、溶融亜鉛めっきの品質を確保する方法が提示されている（ＫＲ１９９８−７００２９２６Ａ）。しかし、この方法は、優れた伸び及び穴広げ性を確保するには限界があり、残留オーステナイトの確保のための合金量が増加するという問題を有している。

また、焼鈍中に形成されるＳｉ、Ｍｎ表面酸化物は、冷延鋼板のリン酸塩処理を阻害するため、後で電着塗装層の密着性を低下させ、チッピングなどによる電着塗装脱落層の腐食を引き起こして、自動車部品の耐久性を低下させるという問題がある。

本発明は、上述の従来技術の限界を解決するためになされたものであって、逆変態現象を活用して独特の組織を構成することで、通常の合金成分を用いながらも、既存の方法に比べて優れた延性及び穴広げ性を有するとともに、リン酸塩処理性、めっき層密着性、及びめっき品質を向上させることにより、プレス成形性だけでなく、組み立てられた部品の耐食性及び表面品質を著しく改善することができる冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することをその目的とする。

また、本発明は、上記鋼板を製造する方法を提供することをその目的とする。

本発明で解決しようとしている技術的課題は、以上で言及した技術的課題に限定されず、さらに言及していない他の技術的課題は、下記の記載から、本発明が属する技術分野において、通常の知識を有する者であれば明確に理解することができる。

上記の目的を果たすための本発明は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．６〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、鋼の微細組織が、面積分率で、フェライト６０％以下、針状ベイナイト２５％以上、マルテンサイト５％以上、及び針状残留オーステナイト５％以上を含有し、上記フェライトは、平均直径が２μｍ以下であり、上記フェライトは、下記関係式１によって定義されるＦｎ２が８９％以上、そして下記関係式２によって定義されるＦａ５が７０％以下を満たすことを特徴とする、延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板に関する。
［関係式１］
Ｆｎ２＝［２μｍ以下のフェライト結晶粒の個数／全フェライト結晶粒の個数］×１００
［関係式２］
Ｆａ５＝［５μｍ以上のフェライト結晶粒の面積／全フェライト結晶粒の面積］×１００

本発明は、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの１種または２種以上を合計２％以下（このとき、０％は含まない）さらに含むことができる。

また、本発明は、Ｔｉを０．０５％以下（このとき、０％は含まない）、Ｂを０．００３％以下（このとき、０％は含まない）さらに含むことができる。

また、その表面には、ＮｉまたはＦｅめっき層が５〜４０ｍｇ／ｍ^２の付着量で形成されていることが好ましい。

また、本発明は、上記冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されている溶融亜鉛めっき鋼板であって、上記冷延鋼板と溶融亜鉛めっき層との間に、ＮｉまたはＦｅめっき層が１００ｍｇ／ｍ^２以上の付着量で形成されていることを特徴とする、延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する。

さらに、本発明は、上記溶融亜鉛めっき鋼板を合金化熱処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することもできる。

また、本発明は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．６〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを準備した後、これを再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを通常の熱間圧延条件で圧延した後、７５０〜５５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、上記冷延鋼板をＡｃ３以上の温度に加熱した後、２０℃／ｓ未満の冷却速度で３５０℃以下まで冷却する１次焼鈍段階と、上記１次焼鈍後に、Ａｃ１〜Ａｃ３の範囲の温度に加熱・維持し、２０℃／ｓ未満の冷却速度でＭｓ〜Ｂｓの温度範囲まで冷却した後、３０秒以上維持してから最終冷却する２次焼鈍段階と、を含む、延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法に関する。

本発明において、上記冷延鋼板は、２次焼鈍段階前の微細組織が、面積分率で２０％以下のフェライトと残部の低温変態組織からなることが好ましい。

また、本発明は、上記２次焼鈍処理された鋼板の表面に、５〜４０ｍｇ／ｍ^２の付着量でＮｉまたはＦｅめっき層を形成する段階をさらに含むことができる。

また、本発明において、上記１次焼鈍後、２次焼鈍を行う前に、鋼板の表面に５〜４０ｍｇ／ｍ^２の付着量でＮｉまたはＦｅめっき層を形成することもできる。

また、本発明は、上記１次焼鈍後に、鋼板の表面に１００ｍｇ／ｍ^２以上の付着量でＮｉまたはＦｅめっきを行ってから、溶融亜鉛めっき処理した溶融亜鉛めっき鋼板、及び上記溶融亜鉛めっき鋼板を合金化熱処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。

本発明によると、既存のＤＰ鋼またはＴＲＩＰ鋼などの高延性の変態組織鋼及びＱ＆Ｐ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）熱処理を経たＱ＆Ｐ鋼に比べて、延性及び穴広げ性に優れ、プレス成形性に優れた引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。

また、１次、２次焼鈍熱処理後にＮｉ及びＦｅをめっきすることで、リン酸塩処理性に優れるため電着塗装層の密着性に優れた冷延鋼板と、２次焼鈍前にＮｉ、Ｆｅなどをめっきすることで、めっき密着性に優れ、未めっき不良がなく、成形性及び耐食性に優れるだけでなく、スポット溶接性にも優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができることから、自動車などの部品の安全性と寿命が長くなる利点がある。

また、本発明の冷延鋼板は、建築部材、自動車鋼板などの産業分野で利用可能性が高い利点がある。

穴広げ性及び伸びに及ぶ鋼の微細組織の構成及び幾何学的構造の影響を、実施例の発明例と比較例を挙げて説明した写真である。 図１の組織写真において、穴広げの際にクラックが発生することを示す組織写真である。 本発明による焼鈍熱処理工程の一例を示した図である（図３の（ｂ）において、点線は溶融合金化めっきの際の熱履歴を示している）。 実施例の発明例と比較例の組織の違いを比較するために微細組織を観察した写真である。 フェライト結晶粒のサイズ毎に観察される頻度の違いを、発明例と比較例を挙げて示したグラフである。 リン酸塩処理性に及ぶＮｉめっき量の影響を示した図である。 Ｎｉめっき量による溶融亜鉛めっき鋼板の未めっき不良を比較して示した写真である。 Ｎｉめっき量によるスポット溶接部のクラックの程度を比較して示したグラフなどである。

以下、本発明について説明する。

従来、伸びを向上させるために残留オーステナイトを活用する鋼の場合、穴広げ性は良くない。また、穴広げ性と伸びをともに改善するために逆変態を活用した組織微細化方法では、１次熱処理工程においてマルテンサイト組織を得るための冷却速度を２０℃／ｓ以上としているが、この場合にも、冷却速度が高くなるに伴い、局所的な不均一な冷却によって板の撓みが生じ、板形状が良くないため、プレス成形に問題がある。

本発明者らは、逆変態熱処理により得られた微細な針状（ｌａｔｈ型）フェライト、ベイナイト、及び残留オーステナイト組織が、穴広げ性と伸びをともに確保する重要な手段であることを研究と実験により確認した。また、フェライトの粒度分布も重要な役割を果たすことを確認した。

そして、優れた板形状を得るために、冷却速度が従来より非常に低い条件でも、上記のような微細組織を得ることができる鋼の組成（成分範囲）を見出す一方で、従来のＳｉが添加された高合金鋼で最も頻繁に生じる問題である、リン酸塩被膜形成不良と部分的未めっき、溶接部クラックの問題を解決する手段を見出すことで、本発明を成すに至った。

本発明の延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．６〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。

以下、上記本発明の冷延鋼板の合金成分組成及びその制限理由について詳細に説明する。このとき、各成分の含量は、特に言及しない限り重量％を意味する。

Ｃ：０．０５〜０．３％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに有効な元素であって、本発明では、残留オーステナイトの安定化及び強度を確保するために添加される重要な元素である。上述の効果を得るためには、０．０５％以上添加されることが好ましいが、その含量が０．３％を超える場合には、鋳片欠陥が発生する恐れが大きくなる。また、溶接性も著しく低下する可能性があるだけでなく、１次焼鈍中にマルテンサイト組織を得るために、さらに低い温度に冷却する必要があることから、問題がある。したがって、本発明において、Ｃの含量は０．０５〜０．３％に制限することが好ましい。

Ｓｉ：０．６〜２．５％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト中で炭化物の析出を抑え、フェライト中の炭素がオーステナイトに拡散することを助長し、結果として残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。上述の効果を得るためには、０．６％以上添加されることが好ましいが、その含量が２．５％を超える場合には、熱間及び冷間圧延性が非常に劣り、鋼の表面に酸化物を形成してめっき性を阻害するという問題がある。したがって、本発明において、Ｓｉの含量は０．６〜２．５％に制限することが好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素であって、そのためには、その含量が０．０１％以上を維持することが好ましい。また、Ａｌは、上記Ｓｉとともにフェライト中で炭化物が生成されることを抑えることで、残留オーステナイトの安定化に寄与する。このようなＡｌの含量が０．５％を超える場合には、鋳造の際にモールドフラックスとの反応によって健全なスラブを製造しにくくなり、やはり表面酸化物を形成してめっき性を阻害するという問題がある。したがって、本発明において、Ａｌの含量は０．０１〜０．５％に制限することが好ましい。

Ｍｎ：１．５〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの変態を制御し、且つ残留オーステナイトの形成及び安定化に有効な元素である。このようなＭｎの含量が１．５％未満である場合には、フェライト変態が多く発生して目標とする強度を確保しにくいという問題があり、その反面、３．０％を超える場合には、本発明の２次焼鈍熱処理段階での相変態が過度に遅延されて多量のマルテンサイト組織が形成されることにより、意図する延性を確保しにくいという問題がある。したがって、本発明において、Ｍｎの含量は１．５〜３．０％に制限することが好ましい。

以下、本発明の鋼の不純元素について説明する。
Ｐは０．０３％以下が好ましく、０．０３％を超える場合には、溶接性が低下し、鋼の脆性が発生する恐れが大きくなるという問題がある。

Ｓは０．０１５％以下が好ましい。硫黄（Ｓ）は、鋼中に不可避に含有される不純物元素であって、その含量をできるだけ抑制することが好ましい。理論上Ｓの含量は０％に制限することが有利であるが、製造工程上、必然的に含有せざるを得ないため、その上限を管理することが重要である。その含量が０．０１５％を超える場合には、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高い。

Ｎは０．０２％以下が好ましい。窒素（Ｎ）はオーステナイトの安定化に有効な作用をする元素であるが、その含量が０．０２％を超える場合には、鋼の脆性が発生する恐れが増加し、Ａｌと反応してＡｌＮが過多に析出されるため、連鋳品質が低下するという問題がある。

本発明の冷延鋼板は、上述の成分の他にも、強度の向上などのために、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂの１種以上をさらに含んでもよい。

すなわち、本発明は、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの１種または２種以上を合計２％以下（このとき、０％は含まない）さらに含んでもよい。上記モリブデン（Ｍｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、及びクロム（Ｃｒ）は、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素であって、これらの元素は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどとともに複合作用してオーステナイトの安定化に寄与する。このようなＭｏ、Ｎｉ、及びＣｒの元素の含量が２．０％を超える場合には、製造コストが過度に上昇するという問題があるため、上記含量を超えないように制御することが好ましい。

また、本発明は、Ｔｉを０．０５％以下（このとき、０％は含まない）、Ｂを０．００３％以下（このとき、０％は含まない）さらに含んでもよい。

本発明において、Ｔｉは、Ａｌが０．０５％を超えるか、またはＢを添加する場合に、０．０５％以下添加することが好ましい。Ｔｉは、ＴｉＮを形成する元素であって、ＢやＡｌに比べてさらに高温で析出しなければならないため、多く入れると効果的であるが、連続鋳造中にノズル詰まりや原価上昇の問題がある。本発明のＡｌ、Ｂの添加量の上限においても、Ｔｉを０．０５％の範囲で添加すると、ＡｌＮやＢＮが形成されずに固溶元素として作用し得るため、その上限を０．０５％にする。

Ｂ（ボロン）は、Ｍｎ、Ｃｒなどとの複合効果により焼入れ性を向上させ、高温で軟質フェライト変態を抑える効果がある。しかし、その含量が０．００３％を超える場合には、めっきの際に鋼の表面にＢが過多に濃化され、めっき密着性の劣化をもたらす恐れがあるだけでなく、ベイナイト変態を抑えて穴広げ性と伸びを低下させるため、その含量を０．００３％以下含むことが好ましい。

本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の鉄鋼製造過程では、原料または周りの環境から不意の不純物が不可避に混入される可能性があるため、これを排除することは難しい。これらの不純物は、通常の鉄鋼製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、その全ての内容を特に本明細書で言及しない。

また、本発明の延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板は、鋼の微細組織が、面積分率で、フェライト６０％以下、針状ベイナイト２５％以上、マルテンサイト５％以上、及び針状残留オーステナイト５％以上を含んで成る。すなわち、本発明の冷延鋼板は、その鋼の微細組織が、フェライト、針状（ｌａｔｈ型）ベイナイト、マルテンサイト、及び針状残留オーステナイトを含む。これらの組織は、穴広げ性並びに延性及び強度の確保に有利な本発明の鋼板の主組織である。これらのうちマルテンサイト組織は、後述する製造工程における熱処理により、鋼組織中に一部含まれるものである。

上記微細組織のうちフェライトは、粗大なポリゴナルフェライトと針状フェライトを含み、全体組織に対して面積％で６０％以下となるようにする。フェライト組織が６０％を超える場合には、強度が低くなり、粗大なポリゴナルフェライトの分率が増加するだけでなく、残りの変態組織と、炭素、Ｍｎなどの再分配（パーティショニング）元素との含量差が大きくなって、穴広げ加工中にクラックが発生しやすくなるため、穴広げ性が低下するという問題がある。

上記ベイナイト組織は、殆どが針状として存在し、周りのフェライトや、マルテンサイト及び残留オーステナイトと境界を成す。フェライトと２相組織（マルテンサイト及び残留オーステナイト）の中間強度を有し、穴広げ中における相間界面の分離を緩和させることで穴広げ性を向上させるため、ベイナイトは少なくとも２５％が必要となる。そこで、本発明では２５％を下限にする。

上記マルテンサイト組織は、最終冷却中に、化学的に不安定なオーステナイトを常温に冷却すると形成され、鋼の伸びを低下させる。しかし、本発明では、合金元素を低減しても強度を向上させることができる手段としてマルテンサイト組織を用いるが、マルテンサイト組織が少ないと、より多くの合金元素が添加されなければならないため、原価上昇の問題がある。このため、マルテンサイトの面積率の下限を５％とする。

本発明において、上記残留オーステナイトは、延性の確保及び穴広げ性の確保において非常に重要な組織である。したがって、多いほど良いが、炭素などのオーステナイト安定化合金元素が多量添加されると、原価上昇と溶接性低下の問題がある。特に、本発明のように針状残留オーステナイトを製作すると、同一の化学成分でもオーステナイトの安定性が著しく増加するため、既存の方法のように多量に含ませる必要がない。しかし、延性及び穴広げ性を両方とも２０％以上とするためには、少なくとも５％が必要であるため、下限を５％とする。

一方、本発明では、上記フェライトの組織の分率とサイズを制御することが重要である。このような事実は、図１及び図２に示されるように、粗大なポリゴナルフェライトは、穴広げの際に隣り合う第２相の境界に沿ってクラックの伝播が行われやすいが、針状フェライトを分散させると、クラックの伝播が抑えられて穴広げ性が向上することから理解できる。したがって、本発明では、後述の熱処理方法を用いてフェライトの分率とサイズを制御することを特徴とする。

具体的に、上記フェライトは、平均直径が２μｍ以下であり、下記関係式１によって定義されるＦｎ２が８９％以上、そして下記関係式２によって定義されるＦａ５が７０％以下を満たすことを特徴とする。
［関係式１］
Ｆｎ２＝［２μｍ以下のフェライト結晶粒の個数／全フェライト結晶粒の個数］×１００
［関係式２］
Ｆａ５＝［５μｍ以上のフェライト結晶粒の面積／全フェライト結晶粒の面積］×１００

本発明において、針状フェライトとは、長辺と短辺の長さ比が４以上のものを意味し、そのサイズについては、多数の六角形が連結されると仮定した（ＡＳＴＭ Ｅ１１２の結晶粒の測定方法）分析プログラムが内蔵された画像分析器で評価した。その結果、図５に示したような結晶粒のサイズと個数が測定された。これに基づき、伸び及び穴広げ性がともに優れた鋼のフェライト結晶粒のサイズと分布を決定する。

具体的には、上記フェライトの平均サイズが２μｍ以下であり、上記関係式１及び上記関係式２を満たす分布を有する針状フェライト組織を有する場合、穴広げ性が２８％以上と優れ、伸びも２０％以上と優れることを確認し、本技術構成を提示する。

上述の微細組織とフェライトのサイズ及び分布を満たす本発明の冷延鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であるとともに、既存のＴＲＩＰ鋼の製造方法やＱ＆Ｐ熱処理法、逆変態のための再熱処理法に比べ、優れた穴広げ性及び延性をともに確保することができる。

また、本発明の延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた冷延鋼板は、その表面に形成されたＮｉまたはＦｅめっき層を含み、このとき、そのめっき付着量は５〜４０ｍｇ／ｍ^２とすることが好ましい。これは、めっき付着量が５ｍｇ／ｍ^２より少ないと、図６のように、焼鈍中または焼鈍後に微細な酸化によって、表面にＭｎまたはＳｉ酸化物が形成されやすく、その結果、リン酸塩被膜が形成されず、電着塗装層と素地鋼板の密着性が悪くなるためであり、これに対して、ＮｉまたはＦｅのめっき量が４０ｍｇ／ｍ^２より多いと、リン酸塩結晶が粗大化して微細なリン酸塩凹凸が減少することで、密着性が低下するためである。

さらに、本発明は、上述の組成と組織などを有する冷延鋼板に制限されず、上記冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成された溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。但し、このとき、冷延鋼板と溶融亜鉛めっき層との間には、１００ｍｇ／ｍ^２以上の付着量でＮｉまたはＦｅめっき層が形成されていることが好ましい。

また、上記溶融亜鉛めっき鋼板に合金化熱処理が施されたものとして、合金化溶融亜鉛めっき層を含む合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することもできる。

以下、本発明の冷延鋼板を製造する方法について詳細に説明する。

本発明による冷延鋼板は、本発明で提案する成分組成を満たす鋼スラブを再加熱−熱間圧延−巻き取り−冷間圧延−焼鈍工程を経ることで製造することができる。以下では、上記のそれぞれの工程の条件について詳細に説明する。

［鋼スラブの再加熱工程］
本発明では、熱間圧延を行うに先立ち、上記のような組成成分を有する鋼スラブを再加熱して均質化処理する工程を経ることが好ましく、これは、通常の範囲である１０００〜１３００℃の温度範囲で行うことがより好ましい。

上記再加熱の際の温度が１０００℃未満である場合には、圧延荷重が急激に増加するという問題が発生するのに対し、その温度が１３００℃を超える場合には、エネルギーコストが増加するだけでなく、表面スケールの量が過多になるという問題が発生する。したがって、本発明において、再加熱工程は１０００〜１３００℃で行うことが好ましい。

［熱間圧延工程］
次に、本発明では、上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延することで熱延鋼板を製造する。このとき、熱間仕上げ圧延は、通常の条件である８００〜１０００℃で行うことが好ましい。

上記熱間仕上げ圧延の際の圧延温度が８００℃未満である場合には、圧延荷重が大きく増加して圧延が起こりにくくなるという問題があるのに対し、熱間仕上げ圧延の際の圧延温度が１０００℃を超える場合には、圧延ロールの熱疲労が大きく増加して寿命短縮の原因となる。したがって、本発明において、熱間圧延の際における熱間仕上げ圧延温度は、８００〜１０００℃に制限することが好ましい。

［巻き取り工程］
次に、本発明では、上記により製造された熱延鋼板を巻き取る。このとき、巻き取り温度は７５０〜５５０℃の範囲とすることが好ましい。

巻き取りの際の巻き取り温度が高すぎる場合には、熱延鋼板の表面にスケールが過多に発生して表面欠陥を誘発し、めっき性を劣化させる原因となる。したがって、巻き取り工程は７５０℃以下で行うことが好ましい。このとき、巻き取り温度の下限は特に限定されないが、マルテンサイトの形成による熱延鋼板の強度が高くなり過ぎることによる後続冷間圧延の起こりにくさを考慮して、５５０℃を下限にする。

［冷間圧延工程］
そして、上記巻き取られた熱延鋼板を通常の方法により酸洗処理して酸化層を除去した後、鋼板の形状と厚さを合わせるために冷間圧延を行うことで冷延鋼板を製造することが好ましい。

通常、冷間圧延は顧客が要求する厚さを確保するために行う。このとき、圧下率の制限はないが、後続の焼鈍工程での再結晶の際に、粗大なフェライト結晶粒が生成されることを抑えるために、３０％以上の冷間圧下率で行うことが好ましい。

［焼鈍工程］
本発明は、最終微細組織として、長軸と短軸の比が４以上である針状フェライト及び針状残留オーステナイト相を主相として含む冷延鋼板を製造するためのものであって、このような冷延鋼板を得るためには、後続の焼鈍工程を制御することが重要である。特に、本発明では、焼鈍の際に、炭素、マンガンなどの元素の再分配から目的とする微細組織を確保するために、通常の冷間圧延後に、連続焼鈍工程ではなく、後述のように１次焼鈍を行うことで低温組織を確保し、次いで２次焼鈍の際に針状フェライトと残留オーステナイトを確保するパーティショニング熱処理を行うことを特徴とする。

１次焼鈍
先ず、上記製造された冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で焼鈍した後、３５０℃以下の温度まで２０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却する、１次焼鈍熱処理を行う（図３の（ａ）参照）。

これは、１次焼鈍熱処理された冷延鋼板の微細組織の主相として、面積分率２０％以下のフェライトと残りの低温変態組織（ベイナイト及びマルテンサイト）を得るためのものである。また、これは、最終２次焼鈍段階を経て製造される冷延鋼板の優れた強度及び延性を確保するためのものであって、１次焼鈍後に徐冷却によりフェライトが形成されてフェライト分率が２０％を超える場合には、上述のようにフェライト、残留オーステナイト及び低温組織相からなる本発明の冷延鋼板が得られない恐れがある。

すなわち、焼鈍温度がＡｃ３に達しないか冷却速度が遅すぎると、軟質のポリゴナルフェライトが多量形成され、後続の２次焼鈍熱処理の際のフェライト／オーステナイト共存域の焼鈍の際に、既に形成された粗大なポリゴナルフェライトにより、５μｍ以上のフェライトの面積率が増加するためである。

また、１次焼鈍により上記の組織を得るためには、焼鈍温度だけでなく冷却速度も重要である。冷却速度が２０℃／ｓ以上になる場合には、不均一に形成された低温変態組織によって鋼の膨張が起こり、板が撓んでウエーブが生じるなど板形状が良くなく、板の偏りによって板の破断が起こる可能性がある。これを抑えるために、冷却速度は２０℃／ｓ未満とすることが好ましく、下限は上記面積分率２０％以下のフェライトと残りの低温変態組織を得ることができる速度であればよい。冷却終了温度または冷却後の恒温維持開始温度は、３５０℃以下が好ましい。これは、これより高いと、ベイナイトに炭化物析出が多くなり、逆変態による針状微細組織が得られないためである。

本発明では、１次焼鈍後、後続の２次焼鈍を行う前に、鋼板の表面にＮｉまたはＦｅめっきを行うことができ、そのめっき付着量は５〜４０ｍｇ／ｍ^２の範囲であればよい。このように鋼板の表面にめっきされたＮｉまたはＦｅは、後続の２次焼鈍中に素地鋼板に拡散して消滅されることもあるが、表面に拡散されたＮｉなどが鋼板の酸化を抑える作用があるため、好ましい。

２次焼鈍
本発明では、上記１次焼鈍熱処理の完了後、Ａｃ１〜Ａｃ３の範囲に加熱及び維持し、２０℃／ｓ未満の冷却速度でＭｓ〜Ｂｓの温度範囲まで冷却した後、３０秒以上維持冷却する、２次焼鈍熱処理を行う（図３の（ｂ）参照）。

本発明において、Ａｃ１〜Ａｃ３の範囲に加熱する理由は、１次焼鈍で得られた低温変態組織を二相域に加熱することにより、逆変態現象によって針状構造が維持される微細なフェライトとオーステナイトを形成するためである。また、焼鈍の際のオーステナイトへの合金元素の分配により、オーステナイトの安定性を確保し、常温での最終組織で残留オーステナイトを確保するためである。

そして、上記加熱後にその温度に維持する理由は、１次焼鈍熱処理後に、形成された低温組織相（ベイナイト及びマルテンサイト）の逆変態とともに、炭素、マンガンなどの合金元素の再分配を誘導するためである。このときの再分配を１次再分配と称する。

一方、合金元素の１次再分配のための維持は、合金元素がオーステナイトの方に十分に拡散するように行えばよいため、その時間は特に限定されない。但し、維持時間が長くなり過ぎると生産性が低下する恐れがあり、再分配効果も飽和されるため、これを考慮して２分以下で行うことが好ましい。

上記により合金元素の１次再分配を完了した後、２０℃／ｓ未満の冷却速度でＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜Ｂｓ（ベイナイト変態開始温度）の温度範囲まで冷却し、３０秒以上恒温維持した後、常温に冷却すればよい。ここで、恒温維持過程において合金元素の再分配がさらに行われ、このときの再分配を２次再分配と称する。

上記冷却の際の平均冷却速度は２０℃／ｓ未満であることが好ましく、これもまた、半形状を均一にするためのものである。上記１次再分配によりオーステナイトが十分に安定化して徐冷するとしても、冷却の際にポリゴナルフェライトは形成されないが、遅すぎる冷却をした際には生産性が低下するため、５℃／ｓ以上の冷却速度が好ましい。

上記冷却終了温度はＭｓ〜Ｂｓの温度範囲が好ましい。これは、Ｂｓ以上では過飽和度が少ないことが原因で２次パーティショニングが起こらなくなり、Ｍｓ以下の温度では、拡散が非常に遅くて、パーティショニングに必要な時間が著しく増加するためである。本発明の組成を満たす成分系において、Ｍｓ〜Ｂｓ区間でのパーティショニング時間は３０秒以上であれば十分である。

一方、焼鈍後の冷却の際に、鋼板の蛇行などを抑えるために、焼鈍直後に徐冷却区間を通過させることができる。本発明において冷却温度は、均熱熱処理した温度から冷却終了温度までの平均温度を意味する。

上記２次焼鈍後に冷延鋼板を製造する場合には、２次焼鈍後に、鋼板の表面にＮｉまたはＦｅめっきを行うことができ、そのめっき付着量は５〜４０ｍｇ／ｍ^２の範囲とすることが好ましい。このように形成されたＮｉまたはＦｅめっき層は、後続のリン酸塩処理性が改善されて電着塗装性に優れることとなり、溶接特性にも優れる。

上述のように、本発明は、１次焼鈍工程後に、形成された低温組織をＡｃ１〜Ａｃ３の範囲に加熱及び維持することで、速い逆変態とともに、炭素、マンガンなどの合金元素の１次再分配を誘導し、これをさらに冷却、再加熱して２次再分配を誘導する。これにより、既存の方法で得られる組織に比べて微細であり、図４のような独特の針状の微細組織が得られ、優れた穴広げ性と伸びをともに確保することができる。

［めっき工程］
上記１次焼鈍熱処理された冷延鋼板に対して、２次焼鈍工程として溶融めっき工程または合金化溶融めっき工程によりめっきを行うことができ、これらから形成されためっき層は亜鉛系であることが好ましい。

上記溶融めっき法を用いる場合には、亜鉛めっき浴に浸漬して溶融めっき鋼板を製造することができ、合金化溶融めっき法の場合にも、通常の合金化溶融めっき処理を行うことで、合金化溶融めっき鋼板を製造することができる。

一方、このとき、本発明では、上記１次焼鈍後に、鋼板の表面に１００ｍｇ／ｍ^２以上の付着量でＮｉまたはＦｅめっきを行った後、溶融亜鉛めっき処理を行うことが好ましい。これは、冷延鋼板の表面にさらに強いＮｉまたはＦｅをめっきすることで、表面に形成されるＭｎまたはＳｉ酸化物の発生及びそれらの元素の表面濃化を遮断するためである。その結果、表面酸化層が殆どない素地鋼板と溶融亜鉛めっきの濡れ性が増加し、未めっきのない溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。ＮｉまたはＦｅめっき付着量が１００ｍｇ／ｍ^２より少ない場合には、図７のように、未めっきが発生し、後で未めっき面で集中的な腐食が発生する。また、スポット溶接部に溶接クラックが発生して疲労寿命が低下するという問題がある。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
下記表１に示した成分組成を有する溶融金属を、真空溶解により厚さ９０ｍｍ、幅１７５ｍｍのインゴットとして製造した。次に、これを１２００℃で１時間再加熱して均質化処理した後、Ａｒ３以上の温度である９００℃以上で熱間仕上げ圧延することで、熱延鋼板を製造した。その後、上記熱延鋼板を冷却した後、６００℃に予め加熱された炉に装入して１時間維持した後、炉冷させることで熱延巻き取りを模擬した。そして、上記熱間圧延された板材を５０〜６０％の冷間圧下率で冷間圧延した後、下記表２の条件で焼鈍熱処理を行うことで最終冷延鋼板を製造した。

上記表１において、鋼番１〜４は、本発明の鋼の組成範囲を満たす場合であり、比較鋼５〜７は、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎの含量が本発明の範囲を外れた場合である。具体的に、比較鋼５はＳｉとＭｎが両方とも下限を超えており、比較鋼６は炭素の含量が請求範囲より高く、Ａｌが非常に高い。そして、比較鋼７はＭｎの含量が３．５％であって請求範囲である３％を外れている。

後続して、上記組成を有する冷延鋼板を下記表２のような熱処理条件で焼鈍熱処理した。このときのＭｓ、Ｂｓを計算して下記表２にともに示した。ここで、化学元素は添加された元素の重量％を意味し、Ｂｓはベイナイト変態開始温度、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度を意味する。ここで、ＭｓとＢｓは下記の式によって計算した。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ％−３０．４Ｍｎ％−１６．１Ｓｉ％−５９．９Ｐ％＋４３．６Ａｌ％−１７．１Ｎｉ％−１２．１Ｃｒ％＋７．５Ｍｏ％
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ％−９０Ｍｎ％−３７Ｎｉ％−７０Ｃｒ％−８３Ｍｏ％

また、２次焼鈍での冷却速度は何れも１２℃／ｓとし、冷却終了温度での維持時間は比較例７を除き、何れも１２０秒とした。比較例７は、Ｍｎの含量が高いため、ベイナイト変態を十分に起こすために３００秒間恒温維持した。２次焼鈍済みの冷延鋼板に対する降伏強度、引張強度、伸び、及び穴広げ性（ＨＥＲ）を測定し、その結果を上記表２にさらに示した。このとき、引張試験片としてはＪＩＳ５号のものを使用し、ＨＥＲは１２０×１５０ｍｍで評価した。具体的に、上記表２において、ＨＥＲは穴広げ性であって、１０ｍｍのパンチでクリアランス１２％の条件で穴加工した後、バリの発生面が上部に来るようにし、下部で６０度のコーンで加工面にクラックが見えるまで加工した後、下記関係式３により求めた値である。
［関係式３］
ＨＥＲ（％）＝（加工後の穴径−加工前の穴径、１０ｍｍ）／加工前の穴径

一方、上記２次熱処理済みの試験片に対して、後方散乱電子回折法（ＥＢＳＤ）により、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、及びマルテンサイトを分析した。ここで、フェライト、残留オーステナイト及びベイナイトは、ＥＢＳＤのＩＱ分布を、ガウス分布を有する３つの曲線の和と仮定し、カーネル平均ミスオリエンテーションを変曲点に取って相分離を行った。また、フェライトの結晶粒サイズは、多数の六角形が連結されると仮定した（ＡＳＴＭ Ｅ１１２の結晶粒の測定方法）分析プログラムが内蔵された画像分析器で評価した。発明例と比較例の組織分析の違いを下記表３に示した。

上記の表２及び表３に示されたように、本発明で提示した組成成分の範囲を満たさない比較例５〜７は、逆変態熱処理を行っても引張強度や伸び、またはＨＥＲが低く示されることが分かる。ＳｉやＭｎが低い比較例５は、引張強度とＨＥＲが両方とも低い。ＣもしくはＡｌ、そしてＭｎが非常に高い比較例６、７も、強度のみが非常に高く得られるだけで、ＨＥＲまたは伸びが低く示された。

一方、本発明で提示した成分を満たすが、通常の焼鈍方法を適用した比較例８、９、１１及び１３は、何れも強度が高くなかった。すなわち、炭素、Ｓｉ及びＭｎが低い比較例８及び９は、伸びとＨＥＲには優れるが、引張強度は目標とする９８０ＭＰａ以上を得ることができず、合金元素が多く添加された比較例１１、１３は、引張強度もやや低いが、ＨＥＲが著しく低下した。表３及び表２に示したように、比較例１１、１３は、そのサイズが５μｍ以上となるフェライト結晶粒の面積分率が全フェライトの８０〜９５％を占めており、これは、強度が高くなると第２相の強度が非常に高いということを意味することから、ＨＥＲが急激に低下したことが分かる。なぜなら、１回の熱処理をする従来の熱処理法は、均熱中にフェライトとオーステナイトの共存温度範囲で１次パーティショニングし、次に、ベイナイト変態温度領域で恒温熱処理して２次パーティショニングを行う本発明の２次焼鈍条件と同一であるものの、均熱中に粗大なポリゴナルフェライトとオーステナイトが形成されるためである。

上記表２において、比較例１０、１２、１４の場合、１、２次焼鈍条件は何れも満たすが、１次焼鈍の均熱後に冷却速度が５℃／ｓと低く、冷却過程で粗大なフェライトが形成され、表３に示したように、フェライトの面積が６０％を超えるか、サイズが５μｍ以上となるフェライト結晶粒の面積分率が約８０％以上となり、引張強度やＨＥＲは高くなかった。

一方、本発明者らが見出した重要な事実は、フェライトの結晶粒が微細で、特に、針状構造を有すると、高い強度を有するとともに、両立しにくい機械的性質である、穴広げ性と伸びの両方を高くすることができるということである。

図１は、穴広げ性と伸びに及ぶ組織の構成と幾何学的構造の影響を示す組織写真である。図１（ａ）は、比較例１１に当るものであって、従来の熱処理法により焼鈍処理されたものである。二相域焼鈍後に冷却し、ベイナイト変態が行われる４４０℃で恒温維持した。粗大なフェライトは、二相域焼鈍の際にポリゴナルフェライトとオーステナイトが形成されることによるものであり、冷却後のオーステナイトにおいて、ベイナイト変態とともに残留オーステナイトの安定化が行われるため、図１（ａ）のような組織が得られる。

図１（ｂ）である発明例１は、炭素、Ｍn、Ｓｉは高くないが、１次焼鈍で十分な量の低温変態組織を形成しており、２次焼鈍中にこれら変態組織の逆変態により、マルテンサイトや、ベイナイトラス（ｌａｔｈ）の間でオーステナイトが出現しながら境界面で１次パーティショニングが起こるため、針状構造のオーステナイトとフェライト組織が得られる。これをさらに冷却した後、ベイナイト領域で恒温熱処理すると、ベイナイトが針状オーステナイトから出現しながら２次パーティショニングが行われ、オーステナイトはさらに安定した相となり、常温まで残留することとなる。

図１（ｃ）である比較例７は、Ｍｎの含量が非常に高い鋼であって、１次焼鈍の低い冷却速度でもフェライトが多く形成されず、２次焼鈍中に低温で３００秒間恒温維持した結果、殆どのオーステナイトがベイナイトに変態した。

このような組織上の違いは、強度並びにＨＥＲ及び伸びに影響を与える。図２のように、粗大なポリゴナルフェライトと第２相の組織（ａ：比較例１１）では、フェライトと第２相の境界に沿ってクラックが伝播されるため、ＨＥＲが非常に低い。これに対し、フェライトが孤立している（ｂ：発明例１）と（ｃ：比較例７）では、クラックが堅い第２相を破って伝播されなければならないため、クラック成長の抵抗が大きくなりＨＥＲが高い。一方、伸びは、残留オーステナイトの分率に大きく影響される。図１に示したＥＢＳＤ結果から分かるように、（ａ）と（ｂ）がそれぞれ８％、１１％の残留オーステナイトを含み、これによって伸びはそれぞれ２４．６、２６．５％に至る。特に、組織が微細な発明例１（ｂ）は、高い強度及び優れた伸びを示した。長辺と短辺の長さ比が４以上である針状フェライトとポリゴナルフェライトが、従来の製造法に比べて著しく発達することを、２次電子顕微鏡で観察した図４の組織写真から確認することができる。

特に、フェライトの組織的特性を定量化するために、結晶粒サイズを、多数の六角形が連結されると仮定した（ＡＳＴＭ Ｅ１１２の結晶粒の測定方法）分析プログラムが内蔵された画像分析器で評価した。結晶粒の個数分布は、図５に示したように非常に異なる。発明例２は、１μｍ内外の微細な針状フェライトが非常に高い密度で分布するのに対し、比較例１２は、１〜３μｍサイズのポリゴナルフェライト結晶粒が多く、３〜５μｍサイズの結晶粒も相対的に高い頻度で示される。

表３は、表１の鋼の組成成分と表２の熱処理条件を経た各試験片の組織的特性を分析して示した図である。表３及び表２に示されたように、フェライトは平均直径が２μｍ以下であり、フェライトのうち、上記関係式１によって定義されるＦｎ２が８９％以上、そして上記関係式２によって定義されるＦａ５が７０％以下を満たす非常に微細な針状フェライトが発達する場合、ＨＥＲと延性及び強度が何れも優れることを見出すことができる。

図６は、リン酸塩処理性に及ぶＮｉめっき量の影響を示した図である。本発明例４に対して、１、２次焼鈍後に、それぞれＮｉめっき量を５０ｍｇ／ｍ^２まで変化させた。Ｎｉめっき溶液としては硫酸ニッケルを使用し、一定のＰＨ条件で電流を調節してめっき量を変化させた。次に、４５℃のリン酸塩溶液で１５０秒間被膜を形成させて水洗及び乾燥した後、被膜結晶を２次電子顕微鏡で観察する一方で、Ｎｉめっき量３ｍｇ／ｍ^２と３０ｍｇ／ｍ^２の試験片に対して、ＧＤＳ分析により表面成分を分析した。

図６（ａ）のように、Ｎｉめっき量が増加するほど、リン酸塩の結晶が粗大となる。これは、核生成速度よりも成長速度が速いためである。これに対し、Ｎｉめっき量が３ｍｇ／ｍ^２である試験片では、表面酸化物の影響によってリン酸塩の核生成が起こりにくいため、被膜が殆ど形成されていないことが分かる。

図６（ｂ）は、Ｎｉめっき量が３ｍｇ／ｍ^２及び３０ｍｇ／ｍ^２の試験片に対するＧＤＳ分析結果を示した図である。上述のように、Ｎｉめっきが少ない試験片は、素地鋼板の表面に表面酸化物と内部酸化物が多いため、ＳｉとＭｎの濃化が大きく、表面における酸素の濃度が高かった。これに対し、Ｎｉめっき量が３０ｍｇ／ｍ^２である試験片は、表面Ｎｉの酸素遮断作用によって酸素の濃度が低く、その結果、表面濃化されたＳｉ、Ｍｎ量が高くなかった。

図７は、１次焼鈍後、２次溶融亜鉛めっき焼鈍熱処理を行う前に、１０，１５０ｍｇ／ｍ^２のＮｉめっきを行ってから溶融亜鉛めっきを行ったものである。１０ｍｇ／ｍ^２の試験片は、２次焼鈍中に表面に多少の酸化物が存在して未めっき層が観察されるが、１５０ｍｇ／ｍ^２の試験片は、めっきの表面がきれいであり、未めっき欠陥が観察されなかった。これは、表面にさらに強いＮｉをめっきすることで、表面に形成されるＭｎまたはＳｉ酸化物の発生及びこれらの元素の表面濃化が遮断されたためである。

図８は、１次焼鈍後、２次溶融亜鉛めっき焼鈍熱処理を行う前に、１０〜３００ｍｇ／ｍ^２のＮｉめっきを行ってからスポット溶接して、溶接断面のクラックを観察したものである。スポット溶接では、加圧力を４ｋＮ、溶接電流は７ｋＮとした。その結果、１００ｍｇ／ｍ^２のＮｉめっきした試験片には溶接クラックが発生しなかった。これは、Ｎｉが鋼の表面とめっき層に拡散して溶けながらめっき層の溶融温度を上昇させるためであり、溶接クラックは、応力が加えられた状態で溶融亜鉛が素地鋼板の粒界に浸透して発生する現象であって、Ｎｉが溶融亜鉛の融点を高めて液状亜鉛の浸透温度を高めるためである。

上記の結果より、本発明によって製造される冷延鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた伸びを確保することができるだけでなく、リン酸塩処理性とめっき密着性にも優れている。これにより、部品の耐食性が向上し、溶接クラックが発生しないため、組立部品の疲労寿命が極めて優れており、既存のＱ＆Ｐ熱処理工程によって製造された鋼材に比べて、構造部材に適用するための冷間成形を簡単に行うことができる。このため、部品の耐久性が著しく向上するという利点があることが分かる。

以上の説明により、本発明の詳細な説明として本発明の好ましい実施形態について述べたが、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の範疇を逸脱しない範囲で様々な変形が可能であることは言うまでもない。したがって、本発明の権利範囲は上述の実施形態に限って決定されてはならず、添付の特許請求の範囲だけでなく、これと均等のものなどによって決定されるべきである。

Claims (14)

1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．６〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．５％及びマンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
   鋼の微細組織が、面積分率で、フェライト３６．７〜６０％、針状ベイナイト２５％以上、マルテンサイト５％以上、及び針状残留オーステナイト５％以上を含有し、
   前記フェライトは、平均直径が２μｍ以下であり、
   前記フェライトは、下記関係式１によって定義されるＦｎ２が８９％以上、そして下記関係式２によって定義されるＦａ５が７０％以下を満たすことを特徴とする、
   延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板。
   ［関係式１］
   Ｆｎ２＝［２μｍ以下のフェライト結晶粒の個数／全フェライト結晶粒の個数］×１００
   ［関係式２］
   Ｆａ５＝［５μｍ以上のフェライト結晶粒の面積／全フェライト結晶粒の面積］×１００
2. Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの１種または２種以上を合計２％以下（このとき、０％は含まない）さらに含むことを特徴とする、請求項１に記載の延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板。
3. Ｔｉを０．０５％以下（このとき、０％は含まない）、Ｂを０．００３％以下（このとき、０％は含まない）さらに含むことを特徴とする、請求項１に記載の延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板。
4. 表面に、ＮｉまたはＦｅめっき層が５〜４０ｍｇ／ｍ^２の付着量で形成されていることを特徴とする、請求項１に記載の延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板。
5. 請求項１の冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されている溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   前記冷延鋼板と溶融亜鉛めっき層との間に、ＮｉまたはＦｅめっき層が１００ｍｇ／ｍ^２以上の付着量で形成されていることを特徴とする、延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 請求項５の溶融亜鉛めっき鋼板を合金化熱処理することで得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．６〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．５％及びマンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを準備した後、これを再加熱する段階と、
   前記再加熱された鋼スラブを通常の熱間圧延条件で圧延した後、７５０〜５５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、
   前記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、
   前記冷延鋼板をＡｃ３以上の温度に加熱した後、２０℃／s未満の冷却速度で３５０℃以下まで冷却する１次焼鈍段階と、
   前記１次焼鈍後に、Ａｃ１〜Ａｃ３の範囲の温度に加熱・維持した後、２０℃／ｓ未満の冷却速度でＭｓ〜Ｂｓの温度範囲まで冷却し、次いで、３０秒以上維持した後、最終冷却する２次焼鈍段階と、を含み、
   前記２次焼鈍された冷延鋼板は、
   鋼の微細組織が、面積分率で、フェライト３６．７〜６０％、針状ベイナイト２５％以上、マルテンサイト５％以上、及び針状残留オーステナイト５％以上を含有し、
   前記フェライトは、平均直径が２μｍ以下であり、
   前記フェライトは、下記関係式１によって定義されるＦｎ２が８９％以上、そして下記関係式２によって定義されるＦａ５が７０％以下を満たすことを特徴とする、
   延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
   ［関係式１］
   Ｆｎ２＝［２μｍ以下のフェライト結晶粒の個数／全フェライト結晶粒の個数］×１００
   ［関係式２］
   Ｆａ５＝［５μｍ以上のフェライト結晶粒の面積／全フェライト結晶粒の面積］×１００
8. Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの１種または２種以上を合計２％以下（このとき、０％は含まない）さらに含むことを特徴とする、請求項７に記載の延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
9. Ｔｉを０．０５％以下（このとき、０％は含まない）、Ｂを０．００３％以下（このとき、０％は含まない）さらに含むことを特徴とする、請求項７に記載の延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
10. 前記１次焼鈍後、２次焼鈍を行う前に、鋼板の表面に５〜４０ｍｇ／ｍ^２の付着量でＮｉまたはＦｅめっき層を形成することを特徴とする、請求項７に記載の延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
11. 前記冷延鋼板は、２次焼鈍段階前の微細組織が、面積分率で２０％以下のフェライトと残部の低温変態組織からなることを特徴とする、請求項７に記載の延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
12. 前記２次焼鈍処理された鋼板の表面に５〜４０ｍｇ／ｍ^２の付着量でＮｉまたはＦｅめっき層を形成する段階をさらに含むことを特徴とする、請求項７に記載の延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
13. 請求項７の１次焼鈍された鋼板の表面に１００ｍｇ／ｍ^２以上の付着量でＮｉまたはＦｅめっきを行った後、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする、延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
14. 請求項１３の溶融亜鉛めっき鋼板を合金化熱処理することを特徴とする、延性、穴加工性、及び表面処理特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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