(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C:0.12〜0.35%、
Si:0.2〜0.8%、
Mn:1.2〜3.5%、
P:0.03%以下、
S:0.03%以下、
Al:0.25〜1.8%、
Mo:0.05〜0.35%、
N：0.010％以下を含有し、
さらに、
Cu:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Cr:1.0%以下のうち１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、金属組織がフェライトと7％以上の残留オーステナイトおよびベイナイトを含有し、かつ、
前記Al とMoの質量％が、下記（Ａ）式を満足し、
C、Mn、Moの質量％が、下記（Ｂ）式を満足することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
0.15−Al/12−Si/12＜Mo＜0.40−Al/8−Si/8  ・・・（Ａ）
0.70＜（C+Mn/6+1.5＊Mo）＜1.1  ・・・（Ｂ）
【請求項２】
請求項１に記載の高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層を有することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法において、熱延後の鋼板を450〜600℃の温度で巻取り、冷延後に750〜850℃の温度で焼鈍し、焼鈍工程にて７（℃/sec）以上の速度で冷却し、かつ、C、Mn、 Moの質量％および焼鈍工程での冷却速度CR（℃/sec）が、下記（Ｃ）式を満足することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
1.6＜（C+logCR+Mn/8+2＊Mo）＜2.7    ・・・（Ｃ）
【請求項４】
請求項２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、熱延後の鋼板を450〜600℃の温度で巻取り、冷延後に750〜850℃の温度で焼鈍し、溶融亜鉛めっき工程にて７（℃/sec）以上の速度で冷却し、かつ、C、Mn、 Moの質量％および焼鈍工程での冷却速度CR（℃/sec）が、下記（Ｃ）式を満足することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
1.6＜（C+logCR+Mn/8+2＊Mo）＜2.7    ・・・（Ｃ）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性に優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上のため、車体の軽量化がより一層要求されている。
車体の軽量化のためには、強度の高い鋼材を使用すれば良いが、強度が高くなるほど、プレス成形性が困難となる。これは、一般に鋼材の強度が高くなるほど、鋼材の伸びが低下するからである。
これに対し、オーステナイトを室温まで保持したTRIP鋼（残留オーステナイト鋼）は強度と伸びの双方が高く、最近、自動車の骨格部材に使用されるようになった。
【０００３】
ところが、従来のTRIP鋼は、１％を超えるSiを含有する成分系であるために、めっきが均一に付着しにくく溶融亜鉛めっき性が悪く、また、通常鋼材よりも化成処理性が悪いという問題点があった。
また、残留オーステナイト鋼は連続焼鈍時に350〜550℃の温度範囲で、30秒から30分保持することでオーステナイト相が安定するとされているが、一般的な溶融亜鉛めっき設備には、上記等温保持が可能な設備を有していないものが多いことから、溶融亜鉛めっきが可能な残留オーステナイト鋼は、成分的にも製法的にも製造が困難とされてきた。
【０００４】
従って、現在までTRIP鋼は、熱延鋼板や冷延鋼板やもしくは電気めっき鋼板だけで工業化されているが、溶融めっき鋼板のTRIP鋼は工業化されていなかった。
これらの問題点を解決する手段としてＳｉを低減し、代替元素として  Ａｌを添加する報告例として特許第2962038号公報があるが、Ａｌが相当量必要であり、しかも、めっき性が必ずしも改善されるものではなく、また、その操業範囲も狭いものとなり、工業化に至っていないのが実情である。
【０００５】
また、一般的に溶融亜鉛めっき設備は冷却速度が３℃／ｓｅｃ前後と遅く、Ａｌ添加によっても、パーライトが形成され、残留オーステナイト量が少なく伸びが低下している。
また合金化めっきの場合、合金化温度は通常５００℃前後となるので、ベイナイトが粗大化したり、残留オーステナイトがベイナイト変態するために低減し、特性が劣化していた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前述のような従来技術の問題点を解決し、成形性に優れた高強度鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を工業的規模で実現することを課題とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
まず、本発明の技術思想を説明する。
本発明者らは、成形性に優れた高強度鋼板とその溶融亜鉛めっき化を検討した結果、鋼成分の最適化、すなわち、Siを低減してAlを代替元素とすることにより溶融亜鉛めっきが可能であり、また、Mo、Al、C、Mnの質量％の関係式を特定することにより、強度と伸びの双方が優れた残留オーステナイト鋼を工業的に製造できることを見出した。すなわち、等温保持処理を行わなくとも、従来の残留オーステナイト鋼並に延性が向上し、また合金化めっきをおこなっても特性が劣化する事が少ない高強度鋼板を実現した。
【０００８】
また、上記の思想により設計された成分系の鋼板を、連続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきラインにて、フェライト−オーステナイト2相域にて再結晶焼鈍を行った後に、適当な冷却速度にて冷却することにより、フェライトを主相とし、低温生成相として残留オーステナイトを7％以上含む複合金属組織を得ることができることを見出し、Mo、C、Mnと連続焼鈍工程における冷却速度との関係式を特定することにより、かかる高強度鋼板を工業的に安定製造できる方法を実現した。
本発明は、以上のような技術思想に基づくものであり、特許請求の範囲に記載した以下の内容をその要旨とする。
【０００９】
（１）質量％で、
C:0.12〜0.35%、
Si:0.2〜0.8%、
Mn:1.2〜3.5%、
P:0.03%以下、
S:0.03%以下、
Al:0.25〜1.8%、
Mo:0.05〜0.35%、
N：0.010％以下を含有し、
さらに、
Cu:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Cr:1.0%以下のうち１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、金属組織がフェライトと7％以上の残留オーステナイトおよびベイナイトを含有し、かつ、
前記Al とMoの質量％が、下記（Ａ）式を満足し、
C、Mn、Moの質量％が、下記（Ｂ）式を満足することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
0.15−Al/12−Si/12＜Mo＜0.40−Al/8−Si/8  ・・・（Ａ）
0.70＜（C+Mn/6+1.5＊Mo）＜1.1  ・・・（Ｂ）
（２）（１）に記載の高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層を有することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）（１）に記載の高強度鋼板の製造方法において、熱延後の鋼板を450〜600℃の温度で巻取り、冷延後に750〜850℃の温度で焼鈍し、焼鈍工程にて７（℃/sec）以上の速度で冷却し、かつ、C、Mn、 Moの質量％および焼鈍工程での冷却速度CR（℃/sec）が、下記（Ｃ）式を満足することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
1.6＜（C+logCR+Mn/8+2＊Mo）＜2.7    ・・・（Ｃ）
（４）（２）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、熱延後の鋼板を450〜600℃の温度で巻取り、冷延後に750〜850℃の温度で焼鈍し、溶融亜鉛めっき工程にて７（℃/sec）以上の速度で冷却し、かつ、C、Mn、 Moの質量％および焼鈍工程での冷却速度CR（℃/sec）が、下記（Ｃ）式を満足することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
1.6＜（C+logCR+Mn/8+2＊Mo）＜2.7    ・・・（Ｃ）
【００１０】
（３）C、Mn、Moの質量％が、下記（Ｂ）式を満足することを特徴とする（１）または（２）に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
0.70＜（C+Mn/6+1.5*Mo）＜1.1   ・・・（Ｂ）
（４）（１）乃至（３）に記載の高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層を有することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）（１）乃至（３）に記載の高強度鋼板の製造方法において、熱延後の鋼板を450〜600℃の温度で巻取り、冷延後に750〜850℃の温度で焼鈍し、焼鈍工程にて７（℃/sec）以上の速度で冷却し、かつ、C、Mn、 Moの質量％および焼鈍工程での冷却速度CR（℃/sec）が、下記（Ｃ）式を満足することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
1.6＜（C+logCR+Mn/8+2*Mo）＜2.7    ・・・（Ｃ）
（６）（４）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、熱延後の鋼板を450〜600℃の温度で巻取り、冷延後に750〜850℃の温度で焼鈍し、溶融亜鉛めっき工程にて７（℃/sec）以上の速度で冷却し、かつ、C、Mn、 Moの質量％および焼鈍工程での冷却速度CR（℃/sec）が、下記（Ｃ）式を満足することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
1.6＜（C+logCR+Mn/8+2*Mo）＜2.7    ・・・（Ｃ）
ここに、７％以上の残留オーステナイトとは、金属組織写真における面積率で７％以上が残留オーステナイト相であることをいい、Ｘ線などを用いて測定する。
また、亜鉛めっき層とは、亜鉛を主たる成分とするめっき層をいい、溶融亜鉛めっきだけでなく、合金化した溶融亜鉛めっきを含む。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施の形態を詳細に説明する。
まず、本発明の高強度鋼板の成分および金属組織の限定理由を説明する。
Cは、強度確保の観点から、またオーステナイトを安定化する基本元素として、必須の成分である。
Cが０．１２％未満では強度が満足せず、また残留オーステナイトが形成されない。また、０．３５％を超えると、強度が上がりすぎ、延性が不足し工業材料として使用できない。
従って、本発明におけるＣの範囲は、0.12〜0.35％とし、好ましくは、０．１５〜０．２５％である。
【００１２】
Mnは強度確保の観点で添加が必要であることに加え、炭化物の生成を遅らせる元素であり残留オーステナイトの生成に有効な元素である。
Mnが1.2％未満では、強度が満足せず、また残留オーステナイトの形成が不十分となり延性が劣化する。
また、Mn添加量が3.5％を超えると、焼入れ性が高まるため、残留オーステナイトに変わってマルテンサイトが生成し、強度上昇を招きこれにより、製品のバラツキが大きくなるほか、延性が不足し工業材料として使用できない。
従って、本発明におけるＭｎの範囲は、1.2〜3.5％とした。
【００１３】
Siは強度確保の観点で添加することから、０．２％以上とした。これ未満だと必要な強度が確保できない。これに加え、前述のように、オーステナイト生成に有効な元素であるため、延性確保のために添加される元素であるが，０．８％を超えると溶融亜鉛めっき性が著しく劣化するため、上限を０．８％とした。さらにめっき性を重視する場合は，０．５％以下とするのが好ましい。
Ｐは鋼板の強度を上げる元素として必要な強度レベルに応じて添加する。しかし、添加量が多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させる。また、溶接性を劣化させる。従って、P上限値は0.03%とする。
【００１４】
Ｓは、MnSを生成することで局部延性、溶接性を劣化させる元素であり、鋼中に存在しない方が好ましい元素である。従って、上限を0.03%とする。
Ｍｏの最低添加量を0.05％とした。これ以下では、パーライトを形成し、残留オーステナイト率が低減する。
過多のＭｏの添加は延性の劣化や化成処理性を劣化させることがあるので、上限を0.35%とした。さらに望ましくは、0.15%以下とするとより高い強度−延性バランスを得ることができる。
【００１５】
Alは、前述のごとくオーステナイトを残留させるために必要な元素であり、フェライトの生成を促進し、炭化物の生成を抑制することにより、オーステナイトを安定化させる作用があると同時に、脱酸元素としても作用する。
オーステナイトの安定化には0.25％以上のAl添加が必要である、一方、Alを過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるばかりでなく、溶融亜鉛めっき性を劣化させるため、その上限を1.8%とした。
【００１６】
Nは、不可避的に含まれる元素であるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化させるのみならず、AlN析出量が多くなってAl添加の効果を減少させるので、0.01%以下の含有が好ましい。 また、不必要にNを低減することは製鋼工程でのコストが増大するので通常０．００２０％程度以上に制御することが好ましい。
Cr、Ni、Cuは、いずれも強化元素として有効であるが、過多の添加は延性の劣化や化成処理性を劣化させることがあるので、Cr1.0%以下、Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以下とした。
【００１７】
本発明の金属組織がフェライトと７％以上の残留オーステナイトおよびベイナイトを主相として含有することを特徴とする理由は、このような組織をとる場合は、強度延性バランスに優れた鋼板となるからである。
特に、残留オーステナイト率が７％以上となるときに、ＴＳ×ＥＬの強度延性バランスが劇的に上昇する。さらに、最大で３％程度のマルテンサイトが生成することもあるが、この程度の生成量では本発明の強度延性バランスを劣化させることはなく、問題とならない。
【００１８】
さらにMoは、本発明の対象である残留オーステナイト鋼において極めて重要な役割を担う成分である。
本発明者らは、鋭意検討した結果、添加されたＡｌに対し  式（Ａ）に表されたMoの適正範囲があることを見出した。
0.15−Al/12−Si/12＜Ｍｏ＜0.40−Al/8−Si/8  ・・・（Ａ）
すなわち、Ｍｏが、0.15−Al/12−Si/12以下では残留オーステナイトが形成されず、また、Ｍｏが0.40−Al/8−Si/8以上では、強度が上昇し、延性が劣化する。
【００１９】
Ｍｏが、0.15−Al/12−Si/12以上で十分な残留オーステナイトが形成される理由については明らかではないが、Ａｌは、フェライト形成元素であり、ベイナイト変態開始時点でのフェライト分率が多くなり過ぎるのに対し、Ｍｏは同じフェライトフォーマーではあるが、変態そのものの速度を抑制してフェライト分率を低減させる。Ｍｏを0.15−Al/12−Si/12以上とすることにより、ベイナイト分率が上昇し、残留オーステナイトが多くできるものと推測される。
このように、ＭｏとＡｌおよびＳｉの相互作用で、残留オーステナイトの形成量が決定されるものと考えられる。なお、この式（Ａ）は，特に本発明の特徴である，Ｓｉ添加量が低いときに得られる関係である。
【００２０】
一方、Ｍｏが0.40−Al/8−Si/8以上では延性が低下する理由は、ベイナイト反応速度が低減し、残留オーステナイトが少なくなるものと考えられる。
さらに本発明者らは研究を重ね、式（Ｂ）を見出した。
0.70＜（Ｃ＋Ｍｎ／6＋1.5＊Ｍｏ）＜1.1        ・・・（Ｂ）
溶融メッキラインは焼鈍後の冷却速度が３℃／ｓｅｃ程度と遅くパーライトが形成されやすい。  また、焼鈍後、亜鉛の溶融ポットに浸漬後、合金化処理が施されるケースがある。
いずれの場合もオーステナイトを残留させるには不利な操業条件である。
そこで、本発明者らは、ＭｏとＣ、Ｍｎについて鋭意検討を重ねた結果、式（Ｂ）に至ったものである。
【００２１】
すなわち、Ｃ＋Ｍｎ／６＋１．５＊Ｍｏが、０．７０以下では、
残留オーステナイト量が５％以下になり、ＴＳｘＥｌが１９０００ＭＰａ％程度に劣化してしまう。
また、１．１％以上では、強度が上昇し、伸びが低下し、ＴＳｘＥｌが１９０００ＭＰａ％程度に劣化してしまう。
上記理由は明らかでないが、ＭｏとＣ、Ｍｎの相互作用で、残留オーステナイトの形成量が決定されるものと考えられる。
また、溶融ポット前後で形成された残留オーステナイトが合金化工程で分解されるのを防止する機能をもっているものと推測できる。
【００２２】
本発明の製造工程の限定理由は次の通りである。冷延鋼板はまず、オーステナイトとフェライトの2相共存温度域で再結晶焼鈍される。この際に、CやMn等の焼き入れ性を向上させる元素や、AlやSiなどの残留オーステナイトを残存させる元素の影響でＣがオーステナイト中に濃化し、その後の熱処理によるマルテンサイトを含む残留オーステナイトの生成を容易にする。
通常の冷延鋼板におけるＴＲＩＰ鋼の製造条件は、熱延工程での圧延、コイル捲取の後、冷間圧延を行い、連続焼鈍設備にて前述の熱処理を施す。溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、冷間圧延後に溶融亜鉛メッキ工程で焼鈍とメッキを行う。メッキ後に加熱合金化処理を行ってもかまわない。
また、加熱方式は誘導加熱、ガス加熱等いずれの方式でもかまわない。
【００２３】
本発明者らはこの中で特に溶融亜鉛メッキ工程での焼鈍時冷却速度について鋭意検討を重ねて式（Ｃ）を見出した。
1.6＜（C+logCR+Mn/8+2＊Mo）＜2.７    ・・・（Ｃ）
ＣＲは焼鈍工程での冷却速度であり、単位は  ℃／ｓｅｃ
ｌｏｇＣＲが式（C）を満足する場合、ＴＳｘＥｌが最高値を示す。
1.6以下では、パーライトが形成されたり、残留オーステナイトが形成されなくなる。
一方、2.7以上の場合、マルテンサイトが多量に形成され、残留オーステナイトが減少したり形成されなかったりする。そのため、強度が非常に高くなり延性が低下することがあり、この値を上限とした。
【００２４】
熱延後の捲取り温度は焼鈍工程において速やかに２相平衡状態に達するために重要な条件である。すなわち、熱延後の組織を間隔の小さいパーライトまたは、これとベイナイトの混合した組織とすることにより、焼鈍工程でセメンタイトが溶解しやすくする必要がある。このためには、６００℃以下が望ましい。また、スケールの発生を抑制し、デスケ性を良くするためにも低温捲取が望ましい。一方で、捲取温度が低すぎると硬質相が増すことにより、冷延が困難となるため、捲取温度の下限は４５０℃以上とする。
【００２５】
このようにして得られた熱延鋼板は酸洗，冷延されて焼鈍に供される．
焼鈍工程における焼鈍温度は、高温になると平衡オーステナイト比率が高くなる、またはオーステナイト単相になるため、オーステナイト中のCが希薄となるため、その後の冷却で安定したオーステナイト残存させることができなくなる。従って、焼鈍温度の上限は850℃以下とした。一方、低温で焼鈍を行うと、炭化物の溶解が充分でなくなるため、Sol.C不足から、オーステナイトヘのCの濃化が十分でなくなり、残留オーステナイト比率が著しく低下する。従って、下限値を750℃とした。
上記の条件を満たすことで、成形性に優れた高強度鋼板及びその溶融亜鉛めっき鋼板を実現できる。
【００２６】
【実施例】
（１）および（４）の発明に関する実施例：表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて製造し、冷却凝固後１２００℃まで再加熱し、８８０℃にて仕上圧延を行い、冷却後６００℃で１時間保持することで、熱延の巻取熱処理を再現した。得られた熱延板を研削によりスケールを除去し、７０％の冷間圧延した。その後連続焼鈍シミュレータを用い、７７０℃×７４秒の焼鈍を行い、１０℃/secの冷却速度で４５０℃まで冷却した後、合金化処理を再現するため、５００℃まで再加熱し、更に室温まで冷却した。その後１％のスキンパス圧延を行った。
【００２７】
【表１】
0003728228.tif 000002
【００２８】
【表２】
0003728228.tif 000003
【００２９】
引張特性は、ＪＩＳ５号引張試験片のＬ方向引張にて評価し、ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）の積が１９０００ＭＰａ％以上を良好とした。
金属組織は、光学顕微鏡での観察および、Ｘ線回折による残留オーステナイト率の測定を行った。フェライトはナイタールエッチング、マルテンサイトはレペラーエッチングにて観察した。残留オーステナイト率測定方法は、供試材板の表層より1/4厚まで化学研磨した面で行い、単色化したＭｏＫα線による、フェライトの（２００）および（２１１）面積分強度とオーステナイトの（２００）、（２２０）および（３１１）面積分強度から残留オーステナイトを定量した。残留オーステナイト率が７％以上を良好とした。表２，４，６，７の実験結果では、この残留オーステナイト率を残留γ率と表記した。
【００３０】
めっき性能は溶融亜鉛めっきシミュレーターにより、上記同様の焼鈍条件を施した後、溶融亜鉛メッキを行い、目視にてめっきの付着状況を確認し、めっき面の内９０％以上の面積で均一に付着している場合を良好（＝○）とした。
合金化についてはパウダリング試験により、評点３以下を良好（＝○）とした。 実験結果を表２に示す。
【００３１】
実験番号３５・成分記号ＡＩでは、Ｃが低すぎるため、残留オーステナイトの形成が不十分で、ＴＳ×ＥＬも不十分である。実験番号３６・成分記号ＡＪでは、Ｃが高すぎるため、強度が上昇しすぎ、延びが低下することで、ＴＳ×ＥＬが低下。実験番号３７・成分記号ＡＫでは、Ｓｉが高すぎるため、溶融亜鉛めっきが均一に付着せず、外観不良となる。合金化も不良であった。実験番号３８・成分記号ＡＬでは、Ｍｎが低すぎるため、強度が満足せず、また残留オーステナイト率も低い。実験番号３９・成分記号ＡＭでは、Ｍｎが高すぎることで、強度が上昇し、延びが低下し、ＴＳ×ＥＬが低下した。実験番号４０・成分記号ＡＮでは、Ａｌが低すぎるため、十分な残留オーステナイトを形成せず、伸びが不足。実験番号４１・成分記号ＡＯでは、Ａｌが高すぎるため、溶融亜鉛めっきが均一に付着せず、外観不良を起こし、また合金化も不良であった。実験番号４２・成分記号ＡＰは、Ｍｏが低すぎるためパーライトが生成し、残留オーステナイト率が低下した。実験番号４３・成分記号ＡＱでは、Ｍｏが高すぎるため、強度が上昇しすぎ、延びが低下し、ＴＳ×ＥＬが不足した。
【００３２】
これに対し、本発明の実施例である実験番号１〜３４・成分記号Ａ〜ＡＨでは、本発明の範囲を満たしているため、良好な結果となった。
（２）および（４）の発明に関する実施例：表３に示した成分の鋼を真空溶解し、（１）の発明の実施例と同様の方法で試験片を作成し、同様の実験により各特性を調査した。
【００３３】
【表３】
0003728228.tif 000004
【００３４】
【表４】
0003728228.tif 000005
【００３５】
その実験結果を表４に示す。実験番号５９・成分記号ＢＨでは、Ｍｏの含有量が0.15-Al/12-Si/12よりも低いため十分な残留オーステナイト相が形成されず、材質が不十分であった。実験番号６０・成分記号ＢＩでは、Ｍｏの含有量が0.4-Al/8-Si/8よりも高いため、強度が上昇しすぎ、延性が低下し材質が不十分であった。これに対し、実験番号４３〜５８・成分記号ＡＲ〜ＢＧでは、本発明の範囲を満たしているため、良好な結果となった。
【００３６】
（３）および（４）の発明に関する実施例：表５に示した成分の鋼を真空溶解し、（１）の発明の実施例と同様の方法で試験片を作成し、同様の実験により各特性を調査した。
【００３７】
【表５】
0003728228.tif 000006
【００３８】
【表６】
0003728228.tif 000007
【００３９】
その実験結果を表６に示す。実験番号７８・成分記号ＣＡでは、C+Mn/6+1.5×Mo＝0.537と、0.７以下のため、残留オーステナイトが５％以下となり材質不十分である。実験番号７９・成分記号ＣＢでは、C+Mn/6+1.5×Mo＝1.352と、1.1以上のため、強度が上昇し延性が低下するためＴＳ×ＥＬが低下した。
これに対し、実験番号６１〜７７・成分記号ＢＪ〜ＢＺでは、本発明の範囲を満たしており、良好な結果となった。
【００４０】
（５）および（６）の発明に関する実施例：表１の成分の鋼のうち、代表的な成分の、成分記号Ｂ、Ｆ、Ｈ、Ｊ、Ｍ、Ｑ、Ｘ、ＡＢおよびＡＧについて、（１）の発明の実施例と同様の方法で冷間圧延まで行い、連続焼鈍及び溶融亜鉛めっきシミュレーターにて焼鈍後、表７に示した冷却速度にて冷却し、その後さらに（１）の発明と同様の方法で試験片を作成し、同様の実験により各特性を調査した。 その結果は同じく表７に示している。
【００４１】
【表７】
0003728228.tif 000008
【００４２】
実験番号９６〜１００・成分記号Ｆ、Ｊ、Ｍ、ＱおよびＸについては、冷却速度（＝ＣＲ）が３℃／ｓｅｃと低いために、式（Ｃ）を満足せず、その結果十分な残留オーステナイトが形成されず、材質不良であった。実験番号１０１〜１０５・成分記号Ｆ、Ｊ、Ｍ、ＱおよびＸについては、冷却速度が１００℃／ｓｅｃと速すぎるために、式（ｃ）を満足せず、その結果組織中に３％〜５％の大量のマルテンサイトが生成し、強度が高くなりすぎ、延性が悪化することで材質不良となった。また残留オーステナイト率も低下した。
【００４３】
これに対し、実験番号８０〜８７・成分記号Ｆ、Ｈ、Ｊ、Ｍ、Ｑ、Ｘ、ＡＢおよびＡＧについては、冷却速度を７℃／ｓｅｃとして、（５）の発明式（Ｃ）を満足するため、良好な結果となった。また、実験番号８８〜９５・成分記号Ｆ、Ｈ、Ｊ、Ｍ、Ｑ、Ｘ、ＡＢおよびＡＧについても、冷却速度を３０℃／ｓｅｃとして、（５）の式（Ｃ）を満足し、良好な結果となった。
【００４４】
【発明の効果】
本発明によれば、自動車部品などに使用される、成形性に優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板を提供できるため、工業的に価値の高い発明である。
Mo+Ni