(57)【要約】  Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）に関して、式（Ａ）の関係が成立し、ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０以上である。  ０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５  ・・・（Ａ）  Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ−３）−２／ｎ）  ・・・（Ｂ）  （［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示し、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。）
2011087057.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
金属組織がフェライト及びマルテンサイトを含み、
Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５  ・・・（Ａ）
Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ−３）−２／ｎ）  ・・・（Ｂ）
（［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示し、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。）
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｂ  ：０．００００５％〜０．００５％、
Ｍｏ：０．０１％〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．０％、
Ｖ  ：０．０１％〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１％〜０．１％、
Ｎｂ：０．００５％〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００５％、及び
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５％
からなる群から選択された少なくとも一種を有することを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
前記高強度鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする請求項１又は２に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
前記高強度鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
前記金属組織中のマルテンサイト分率が５％超であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
熱間圧延を行って熱延鋼帯を得る工程と、
次に、前記熱延鋼帯の酸洗を行う工程と、
次に、複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて鋼帯の冷間圧延を行って冷延鋼帯を得る工程と、
次に、連続焼鈍設備で前記冷延鋼帯の連続焼鈍を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有し、
前記鋼帯は、質量％で、
Ｃ  ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
前記複数のスタンドのうちの最初のスタンドにおける冷延率、及び前記連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度について、式（Ｃ）の関係が成立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。
５０≦ｒ１０．８５×Ｖ≦３００  ・・・（Ｃ）
（ｒ１は前記冷延率（％）を示し、Ｖは前記昇温速度（℃／ｓ）を示す。）
【請求項７】
前記連続焼鈍の後に、
前記冷延鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有することを特徴とする請求項６に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記溶融亜鉛めっき処理を行う工程の後に、前記冷延鋼帯を４００℃乃至６５０℃の温度にｔ秒間保持する工程を有し、
式（Ｄ）の関係が成立することを特徴とする請求項７に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
ｔ≦６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］  ・・・（Ｄ）
（［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、車体等に好適な成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費の向上のため、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、強度の高い鋼板を使用すればよいが、強度が高くなるほど、プレス成形が困難となる。これは、一般的に、鋼板の強度が高くなるほど、鋼板の降伏応力が増大し、伸びが低下するからである。また、車体用の高強度鋼板として、溶融亜鉛めっき鋼板等の溶融亜鉛めっき処理又はりん酸塩処理等の化成処理が施されたものが用いられることもある。従って、このような高強度鋼板には、良好な溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性も要求される。【０００３】
伸びの改善に関し、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用したＴＲＩＰ（transformation induced plasticity）鋼板が特許文献１及び特許文献２に記載されている。しかし、ＴＲＩＰ鋼板には、多量のＣが含有されているため、ナゲット割れ等の溶接上の問題がある。また、特に引張強度が９８０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼板では、降伏応力が非常に高いため、プレス成形時等における形状凍結性が低いという問題もある。【０００４】
更に、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度ＴＲＩＰ鋼板には遅れ破壊が発生する懸念がある。ＴＲＩＰ鋼板には残留オーステナイトが多く含まれるため、加工時に誘起変態して生成されたマルテンサイトとその周囲の相との界面に、ボイド及び転位が多く発生しやすい。そして、このような場所に水素が集積し、遅れ破壊が発生するのである。【０００５】
また、降伏応力の低減に関し、フェライトを含むＤＰ（dual phase）鋼が特許文献３に記載されている。しかし、このＤＰ鋼を製造するためには、再結晶焼鈍後の冷却速度を３０℃／ｓ以上と非常に高くする必要である。従って、一般的な製造ラインを用いた溶融亜鉛めっき鋼板の製造に適用することは困難である。【０００６】
特許文献３〜６に成形性に関する種々の指標が記載されているが、これらの指標を所定の範囲内に調整するだけでは、自動車用部品の伸びフランジ成形の成形性を十分なものとすることは困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭６１−１５７６２５号公報
【特許文献２】特開平１０−１３０７７６号公報
【特許文献３】特開昭５７−１５５３２９号公報
【特許文献４】特開２００１−３５５０４３号公報
【特許文献５】特開２００７−３０２９１８号公報
【特許文献６】特開２００８−６３６０４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができる成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、降伏応力の低いＤＰ鋼板に関し、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量の関係を適切なものとすると共に、硬度分布を適当なものとすることにより、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができることを見出した。そして、本発明者らは、以下に示す発明の諸態様に相当した。【００１０】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
金属組織がフェライト及びマルテンサイトを含み、
Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５  ・・・（Ａ）
Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ−３）−２／ｎ）  ・・・（Ｂ）
（［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示し、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。）【００１１】
（２）  さらに、質量％で、
Ｂ  ：０．００００５％〜０．００５％、
Ｍｏ：０．０１％〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．０％、
Ｖ  ：０．０１％〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１％〜０．１％、
Ｎｂ：０．００５％〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００５％、及び
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５％
からなる群から選択された少なくとも一種を有することを特徴とする（１）に記載の成形性に優れた高強度鋼板。【００１２】
（３）  前記高強度鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の成形性に優れた高強度鋼板。【００１３】
（４）  前記高強度鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする（１）乃至（３）のいずれか１つに記載の成形性に優れた高強度鋼板。【００１４】
（５）  前記金属組織中のマルテンサイト分率が５％超であることを特徴とする（１）乃至（４）のいずれか１つに記載の成形性に優れた高強度鋼板。【００１５】
（６）  熱間圧延を行って熱延鋼帯を得る工程と、
次に、前記熱延鋼帯の酸洗を行う工程と、
次に、複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて鋼帯の冷間圧延を行って冷延鋼帯を得る工程と、
次に、連続焼鈍設備で前記冷延鋼帯の連続焼鈍を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有し、
前記鋼帯は、質量％で、
Ｃ  ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
前記複数のスタンドのうちの最初のスタンドにおける冷延率、及び前記連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度について、式（Ｃ）の関係が成立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。
５０≦ｒ１０．８５×Ｖ≦３００  ・・・（Ｃ）
（ｒ１は前記冷延率（％）を示し、Ｖは前記昇温速度（℃／ｓ）を示す。）【００１６】
（７）  前記連続焼鈍の後に、
前記冷延鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有することを特徴とする（６）に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。【００１７】
（８）  前記溶融亜鉛めっき処理を行う工程の後に、前記冷延鋼帯を４００℃乃至６５０℃の温度にｔ秒間保持する工程を有し、
式（Ｄ）の関係が成立することを特徴とする（７）に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
ｔ＜６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］  ・・・（Ｄ）
（［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。）
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量の関係を適切なものとすると共に、硬度分布を適当なものとしているため、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】図１は、Ａｌ含有量及びＳｉ含有量と、成形性並びに溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性との関係を示す図である。
【図２】図２は、式（Ｂ）の平均値Ｙａｖｅと成形性との関係を示す図である。
【図３】図３は、サイドベンド試験に用いられる試験片を示す図である。
【図４】図４は、冷延率ｒ及び昇温速度Ｖと成形性との関係を示す図である。
【図５】図５は、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量と保持時間との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明の実施形態について、添付の図面を参照しながら詳細に説明する。
【００２１】
本発明の実施形態に係る鋼板には、質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．２０％、Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及びＡｌ：０．００５％〜１．２％が含有されており、Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。
【００２２】
ここで、これらの成分の含有量の限定理由について説明する。
【００２３】
Ｃは、強度を確保し、マルテンサイトを安定化する。Ｃ含有量が０．０３％未満であると、十分な強度を得ることが困難であり、マルテンサイトが形成されにくい。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えていると、強度が高くなりすぎて十分な延性を得にくく、十分な溶接性を得にくい。従って、Ｃ含有量の範囲は、０．０３％〜０．２％である。ここで、Ｃ含有量は０．０６％以上であることが好ましく、０．０７％以上であることがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．１５％以下であることが好ましく、０．１２％以下であることがより好ましい。
【００２４】
Ｓｉは、強度及び延性を確保し、脱酸作用を呈し、焼入れ性を向上する。Ｓｉ含有量が０．００５％未満であると、十分な脱酸作用を得ることが困難であり、十分な焼入れ性を得ることが困難である。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難である。従って、Ｓｉ含有量の範囲は、０．００５％〜１．０％である。ここで、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。また、特に良好な溶融亜鉛めっき処理性が重要とされる場合、Ｓｉ含有量は０．７％以下であることが好ましい。更に、Ｓｉ含有量は０．６％以下であることがより好ましく、０．１％以下であることがより一層好ましい。
【００２５】
Ｍｎは、強度を確保し、炭化物の生成を遅らせ、フェライトの生成に有効である。Ｍｎ含有量が１．０％未満であると、十分な強度を得ることが困難であり、フェライトの生成が不十分となって十分な延性を得にくい。一方、Ｍｎ含有量が３．１％を超えていると、焼入れ性が高くなり過ぎてマルテンサイトが過剰に生成し、強度が高くなり過ぎる。この結果、十分な延性を得にくくなり、特性に大きなばらつきが生じやすくなる。従って、Ｍｎ含有量の範囲は、１．０％〜３．１％である。ここで、Ｍｎ含有量は１．２％以上であることが好ましく、１．５％以上であることがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．８％以下であることが好ましく、２．６％以下であることがより好ましい。
【００２６】
Ａｌは、フェライトの生成を促進し、延性を向上させ、脱酸作用を呈する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であると、十分な脱酸作用を得ることが困難である。一方、Ａｌ含有量が１．２％を超えていると、アルミナ等の介在物が増加し、十分な加工性を得にくい。従って、Ａｌ含有量の範囲は、０．００５％〜１．２％である。ここで、Ａｌ含有量は０．０２％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。また、Ａｌ含有量は１．０％以下であることが好ましく、０．８％以下であることがより好ましい。なお、Ａｌが大量に含有されていても、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性は低下しにくい。
【００２７】
Ｐは、強度の向上に寄与するため、必要とされる強度レベルに応じて含有されていてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０６％を超えていると、粒界に偏析して局部延性が低下しやすく、溶接性が低下しやすい。従って、Ｐ含有量は０．０６％以下である。ここで、Ｐ含有量は０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましい。一方、Ｐ含有量を０．００１％未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、０％とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、Ｐ含有量は０％超であり、０．００１％以上であることが好ましい。
【００２８】
Ｓは、ＭｎＳを生成して局部延性及び溶接性を低下させる。特に、Ｓ含有量が０．０１％を超えていると、顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０１％である。ここで、Ｓ含有量は０．００７％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。一方、Ｓ含有量を０．００１％未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、０％とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、Ｓ含有量は０％超であり、０．００１％以上であることが好ましい。
【００２９】
Ｎは、不可避的に含まれ、Ｎ含有量が０．０１％を超えていると、時効性を低下させる。また、ＡｌＮを多量に生成してＡｌの作用が低下してしまう。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下である。ここで、Ｎ含有量は０．００７％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。一方、Ｎ含有量を０．０００５％未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、０％とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、Ｎ含有量は０％超であり、０．０００５％以上であることが好ましい。
【００３０】
なお、本実施形態に係る鋼板に、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａ、及び希土類金属（ＲＥＭ）からなる群から選択された一種以上が、以下に示す範囲で含有されていてもよい。
【００３１】
Ｂは、焼入れ性の確保に寄与し、ＢＮを生成して有効Ａｌを増大させる。一般的に、フェライト分率が増加すると優れた伸びが確保できるが、層状組織となり局部延性が低下することがある。Ｂは、このような局部延性の低下を抑制する。Ｂ含有量が０．００００５％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｂ含有量が０．００５％を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量（破断伸び歪みの値）が著しく低下する。従って、Ｂ含有量の範囲は０．００００５％〜０．００５％であることが好ましい。ここで、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより一層好ましい。また、Ｂ含有量は０．００３％以下であることがより好ましく、０．００２％以下であることがより一層好ましい。
【００３２】
Ｍｏは、強度の確保及び焼入れ性の向上に寄与する。Ｍｏ含有量が０．０１％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｍｏ含有量が０．５％を超えていると、フェライトの生成が抑制されて延性が低下する。また、Ｍｏ含有量が０．５％を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難となることもある。従って、Ｍｏ含有量の範囲は０．０１％〜０．５％であることが好ましい。ここで、Ｍｏ含有量は０．０３％以上であることがより好ましく、０．０５％以上であることがより一層好ましい。Ｃｒは、強度の確保及び焼入れ性の向上に寄与する。Ｃｒ含有量が０．０１％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えていると、フェライトの生成が抑制されて延性が低下する。また、Ｃｒ含有量が１．０％を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難となることもある。従って、Ｃｒ含有量の範囲は０．０１％〜１．０％であることが好ましい。ここで、Ｃｒ含有量は０．１％以上であることがより好ましく、０．２％以上であることがより一層好ましい。また、Ｃｒ含有量は０．７％以下であることがより好ましく、０．５％以下であることがより一層好ましい。
【００３３】
Ｖ、Ｔｉ、及びＮｂは、強度の確保に寄与する。Ｖ含有量が０．０１％未満、Ｔｉ含有量が０．０１％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満であると、この作用を得にくい。一方、Ｖ含有量が０．１％を超え、Ｔｉ含有量が０．１％を超え、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量が著しく低下する。従って、Ｖ含有量の範囲は０．０１％〜０．１％であることが好ましく、Ｔｉ含有量の範囲は０．０１％〜０．１％であることが好ましく、Ｎｂ含有量の範囲は０．００５％〜０．０５％であることが好ましい。
【００３４】
Ｃａ及びＲＥＭは、介在物の制御及び穴拡げ性の向上に寄与する。Ｃａ含有量が０．０００５％未満、ＲＥＭ含有量が０．０００５％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｃａ含有量が０．００５％を超え、ＲＥＭ含有量が０．００５％を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量が著しく低下する。従って、Ｃａ含有量の範囲は０．０００５％〜０．００５％であることが好ましく、ＲＥＭ含有量の範囲は０．０００５％〜０．００５％であることが好ましい。
【００３５】
なお、不可避的不純物としてはＳｎ等が挙げられる。これら不可避的不純物の含有量が０．０１％以下の場合、実施形態の効果は損なわれない。
【００３６】
本実施形態に係る鋼板では、Ａｌ含有量とＳｉ含有量との間に、式（Ａ）の関係が成立する。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５  ・・・（Ａ）
ここで、［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示す。
【００３７】
従来の高強度鋼板には多量の元素が添加されており、フェライトの生成が抑制される。このため、組織のフェライト分率が低く、他の相（第２相）の分率が高い。従って、特に引張強度が９８０ＭＰａ以上のＤＰ鋼において伸びが著しく低下している。これに対し、Ｓｉ含有量を多くしたり、Ｍｎ含有量を低くしたりすることによって伸びを大きくすることは可能である。しかしながら、Ｓｉ含有量を多くすると、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性が低下しやすい。また、Ｍｎ含有量を低くすると、強度の確保が困難となる。
【００３８】
このような状況において、本発明者らは、鋭意検討の結果、上記のＡｌの効果を見出した。更に、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量と、成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性（めっき処理性）及び化成処理性との関係を調査した結果、図１に示す結果が得られた。つまり、「０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］」の値が０．３未満であると、成形性が不十分であった。また、「０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］」の値が１．５を超えていると、良好な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性が得られなかった。この結果から、式（Ａ）の関係が満たされている場合に、めっき処理性及び化成処理性を確保しながら、十分なフェライト分率を確保して優れた伸びを得ることができるといえる。なお、成形性と引張試験の結果との関係について検証したところ、成形性が十分な場合には、引張試験によって得られる伸びＥＬ（％）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）に関し、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ以上であり、成形性が不十分な場合には、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満であった。
【００３９】
なお、成形性の評価、並びに化成処理性及び溶融亜鉛めっき性の評価は、例えば、後述の実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２７及び比較例Ｎｏ．２８〜Ｎｏ．４３における評価と同様にして行うことができる。
【００４０】
また、本実施形態に係る鋼板の金属組織には、フェライト及びマルテンサイトが含まれている。フェライトには、ポリゴナルフェライト及びベイネティックフェライトが含まれる。マルテンサイトには、通常の焼き入れにより得られるマルテンサイト、及び６００℃以下の温度に行われた焼戻しにより得られるマルテンサイトが含まれる。本実施形態では、このような金属組織を有しているため、引張強度及び延性を両立することができる。
【００４１】
フェライト分率及びマルテンサイト分率は特に限定されないが、マルテンサイト分率は５％超とすることが好ましい。これは、マルテンサイト分率が５％以下であると、５００ＭＰａ以上の引張強度を得にくくなるからである。なお、フェライト分率及びマルテンサイト分率のより好ましい範囲は、要求される引張強度及び伸びに応じて異なる。すなわち、フェライト分率を高めれば、伸びを確保することができ、マルテンサイト分率を高めれば、引張強度を確保することができるため、伸び及び引張強度のバランスに基づいてそれぞれの範囲を調整することが好ましい。例えば、引張強度が５００ＭＰａ〜８００ＭＰａの場合、フェライト分率の範囲は５０％〜９０％であることが好ましく、マルテンサイト分率の範囲は１０％〜４０％であることが好ましい。引張強度が８００ＭＰａ〜１１００ＭＰａの場合、フェライト分率の範囲は２０％〜６０％であることが好ましく、マルテンサイト分率の範囲は３０％〜６０％であることが好ましい。引張強度が１１００ＭＰａを超えている場合、フェライト分率は３０％以下であることが好ましく、マルテンサイト分率は４０％以上であることが好ましい。
【００４２】
また、本実施形態に係る鋼板の金属組織には、ベイナイトも含まれることが好ましく、ベイナイト分率の範囲は１０％〜４０％であることが好ましい。しかし、引張強度を確保するためには、ベイナイトの分率を増すよりもマルテンサイト分率を増すことが有効で、マルテンサイトの方が少ない分率で所要とする引張強度を確保できる。そして、その分だけフェライト分率を増し、伸びを高めることが可能となる。従って、マルテンサイト分率がベイナイト分率よりも高いことが好ましい。なお、金属組織中にオーステナイトが残存していると、２次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすい。このため、残留オーステナイトが実質的に含まれていないことが好ましいが、不可避的に３％未満の残留オーステナイトが含まれていてもよい。
【００４３】
更に、本実施形態に係る鋼板では、ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０以上である。
Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ−３）−２／ｎ）  ・・・（Ｂ）
ここで、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。
【００４４】
本発明者らは、車体等に用いられる鋼板の成形性を示す指標として、伸び及び穴拡げ値よりも、サイドベンド試験で計測した伸びひずみ量εの方が優れていることを見出した。また、伸びひずみ量εを大きくするほど、成形性が良好になることも見出した。
【００４５】
更に、本発明者らは、図２に示すように、式（Ｂ）の平均値Ｙａｖｅを大きくするほど、伸びひずみ量ε（％）と引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との積「ε×ＴＳ」の値が大きくなることも見出した。そして、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上であれば、良好な成形性を得ることができた。このことから、平均値Ｙａｖｅが４０以上であれば、良好な成形性を得ることができるといえる。なお、平均値Ｙａｖｅの上限は特に限定されないが、本発明者らが行った試験で得られた平均値Ｙａｖｅの最大値は２５０であった。
【００４６】
また、積「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上である場合に、更に、伸びＥＬ（％）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との積「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ以上であれば、より好ましく、より成形性に優れていることも分かった。
【００４７】
なお、サイドベンド試験では、切欠きが形成された端面に面内曲げを加え、貫通割れが発生した時の伸びひずみ量を測定する。図３に試験片の形状を示す。伸びフランジ性を評価するために、試験片１には大きな曲率半径の切欠き２が設けられている。また、試験後の伸びひずみ量を測定するために、けがき線が入れられている。試験が開始されると、試験片１は周方向に引張応力を受けながら曲げられ破断する。サイドベンド試験では、板厚方向の貫通割れが発生したときに「破断」が生じたと判定する。つまり、穴拡げ試験と異なり、貫通割れ後の伸びひずみは割れの大きさに影響されない。このため、割れ判定のばらつきは生じない。
【００４８】
本実施形態によれば、式（Ａ）で表わされるＳｉ含有量及びＡｌ含有量の関係を適切なものとすると共に、式（Ｂ）で表わされる硬度分布を適当なものとしているため、成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性を両立することができる。
【００４９】
また、式（Ｂ）で表わされる硬度分布はサイドベンド試験の結果を反映しており、サイドベンド試験の結果は、成形性を示す従来の指標である伸び及び穴拡げ性よりも、自動車部品等の成形性をより高精度で表わすことができる。
【００５０】
なお、本実施形態に係る鋼板の強度は特に限定されないが、組成に応じて、例えば、５９０ＭＰａ〜１５００ＭＰａ程度の引張強度が得られる。成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性の両立の効果は、特に９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板にて著しい。
【００５１】
上述のような本実施形態に係る鋼板を製造するためには、上述の組成の鋼を用いて、例えば、一般的に行われている熱延鋼板の製造方法、冷延鋼板の製造方法、又はめっき鋼板の製造方法と同様の処理を行えばよい。例えば、鋼帯の冷間圧延による冷延鋼帯の取得、及び冷延鋼帯の連続焼鈍を行う。また、鋼の熱間圧延による熱間鋼帯の取得、熱間鋼帯の酸洗、熱間鋼帯の冷間圧延による冷延鋼帯の取得、冷延鋼帯の連続焼鈍、及び冷延鋼帯の調質圧延をこの順で実施してもよい。また、連続焼鈍後に溶融亜鉛めっき処理を実施してもよい。この場合、例えば、調質圧延は溶融亜鉛めっき処理後に行えばよい。
【００５２】
例えば、熱間圧延は一般的な条件下で実施すればよい。但し、フェライト粒にひずみが過度に加わって加工性が低下するのを防ぐために、熱間圧延をＡｒ３点以上の温度で行うことが好ましい。また、９４０℃を超える温度で熱間圧延を行うと、焼鈍後の再結晶粒径が過剰に粗大化することがある。このため、熱間圧延は９４０℃以下で行うことが好ましい。熱間圧延の巻き取り温度が高いほど、再結晶及び粒成長が促進され、加工性が向上する。しかしながら、巻き取り温度が５５０℃を超えていると、熱間圧延時に発生するスケールの生成も促進される。このため、酸洗に要する時間が長くなることがある。また、フェライト及びパーライトが層状に生成してＣが不均一に拡散しやすくなる。従って、巻き取り温度は５５０℃以下であることが好ましい。その一方で、巻き取り温度が４００℃未満であると、鋼板が硬化して冷間圧延時での負荷が高くなる。従って、巻き取り温度は４００℃以上であることが好ましい。
【００５３】
酸洗は一般的な条件下で実施すればよい。
【００５４】
酸洗後の冷間圧延も一般的な条件下で実施すればよい。なお、冷間圧延の圧下率の範囲は３０％〜７０％であることが好ましい。圧下率が３０％未満であると、鋼板の形状の矯正が困難となることがあり、圧下率が７０％を超えていると、鋼板のエッジ部に割れが発生したり、形状の乱れが生じたりするからである。
【００５５】
また、冷間圧延は複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて連続して行い、最初のスタンドにおける冷延率ｒ１（％）、及び連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度Ｖ（℃／ｓｅｃ）は、式（Ｃ）の関係を満たしていることが好ましい。ここで、連続焼鈍設備には、冷延鋼板の製造ラインに設けられた連続焼鈍設備、及び連続溶融亜鉛めっき鋼板の製造ラインに設けられた連続焼鈍設備が含まれる。
５０≦ｒ１０．８５×Ｖ≦３００  ・・・（Ｃ）
【００５６】
本発明者らは、冷延率ｒ１と昇温速度Ｖとの関係を調査した結果、図４に示す結果が得られた。上述のように、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上であれば、良好な成形性を得ることができる。そこで、図４には、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上の条件を「○」で示し、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満の条件を「×」で示してある。「ｒ１０．８５×Ｖ」の値が５０未満であると、フェライトが軟らかくなりすぎて、硬質相との硬度差が大きくなる。一方、「ｒ１０．８５×Ｖ」の値が３００を超えていると、未再結晶の割合が高くなり過ぎて成形性が低下する。なお、「ｒ１０．８５×Ｖ」の値は１００以上であることがより好ましく、２５０以下であることがより好ましい。
【００５７】
連続焼鈍は、Ａｃ１点の温度以上、Ａｃ３点の温度＋１００℃以下の範囲で行うことが好ましい。連続焼鈍をＡｃ１点の温度未満で行うと、組識が不均一となりやすい。一方、連続焼鈍をＡｃ３点の温度＋１００℃を超える温度で行うと、オーステナイトの粗大化によりフェライトの生成が抑制され、伸びが低下する。また、経済的な点から焼鈍温度は９００℃以下であることが望ましい。焼鈍時間に関し、層状の組識を解消するためには３０秒間以上、保持することが好ましい。一方、３０分間以上、保持すると効果が飽和し、生産性が低下する。従って、焼鈍時間の範囲は３０秒間〜３０分間とすることが好ましい。
【００５８】
連続焼鈍の冷却では、終了温度を６００℃以下とすることが好ましい。終了温度が６００℃を超えていると、オーステナイトが残留しやすくなり、２次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすい。
【００５９】
なお、連続焼鈍後に、６００℃以下の焼戻し処理を行ってもよい。このような焼戻し処理を行うことにより、例えば、穴拡げ性及び脆性をより良好なものとすることができる。
【００６０】
本発明者らは、連続焼鈍後に溶融亜鉛めっき処理を実施する場合、溶融亜鉛めっき処理後に、冷延鋼帯を４００℃〜６５０℃の温度に、式（Ｄ）の関係を満たす時間（ｔ秒間）保持することが好ましい。
ｔ≦６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］  ・・・（Ｄ）
ここで、［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。
【００６１】
本発明者らは、溶融亜鉛めっき処理後に冷延鋼帯を４００℃〜６５０℃の温度に保持する際の保持時間について調査した結果、図５に示す結果が得られた。図５中の○は十分な引張強度が得られたことを示し、×は引張強度が比較的低かったことを示す。図５に示すように、保持時間ｔ（ｓ）の値が式（Ｄ）の右辺（質量％）の値を超えていると、引張強度が比較的低かった。これは、ベイナイトが過剰に生成し、十分なマルテンサイト分率を確保することが困難になったからである。
【実施例】
【００６２】
次に、本発明者らが行った実験について説明する。【００６３】
先ず、真空溶解炉を用いて、表１に示す組成を有する実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３４及び比較例Ｎｏ．３５〜Ｎｏ．５２の鋼を作製した。次いで、鋼を冷却し、凝固させた後、１２００℃まで再加熱し、８８０℃にて熱間圧延の仕上圧延を行った。その後、５００℃まで冷却し、５００℃に１時間保持して熱延板を得た。この５００℃での１時間の保持は、熱間圧延の巻き取り時の熱処理を再現する。続いて、熱延板から酸洗によりスケールを除去し、その後に、表４に示す冷延率ｒで冷間圧延を行って冷延板を得た。次いで、連続焼鈍シミュレータを用いて、表４に示す昇温速度Ｖで冷延板を昇温し、７７０℃で６０秒間の焼鈍を行った。その後、溶融亜鉛めっきを施し、合金化炉で合金化処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。【００６４】
そして、引張試験にて伸びＥＬ（％）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を測定し、サイドベンド試験にて伸びひずみ量ε（％）を測定した。引張試験ではＪＩＳ５号片を使用した。サイドベンド試験は、上記の要領で実施した。そして、「ＥＬ×ＴＳ」の値、及び「ε×ＴＳ」の値を求めた。これらの結果を表２に示す。少なくとも「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上であれば、引張強度及び延性が両立しているということができ、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ以上であれば、引張強度及び延性がより良好であるということができる。【００６５】
また、光学顕微鏡を用いて金属組織を観察した。このとき、フェライトはナイタールエッチング後に観察し、マルテンサイトはレペラーエッチング後に観察した。そして、フェライト分率及びマルテンサイト分率を算出した。更に、鋼板の表層から１／４厚まで化学研磨した面をＸ線回折に供して、残留オーステナイト分率を算出した。これらの結果を表２に示す。【００６６】
また、ナノインデンターを用いて、１試料につき３００点で硬度Ｘ１〜Ｘ３００を測定した。このとき、ナノインデンターとしてＨＹＳＩＴＲＯＮ社の「ＴＲＩＢＯＩＮＤＥＮＴＥＲ」を用い、測定間隔は３μｍとした。そして、硬度Ｘ１〜Ｘ３００から平均値Ｙａｖｅを算出した。この結果を表３に示す。【００６７】
また、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性の評価も行った。化成処理性の評価では、りん酸塩処理薬剤を用いて標準仕様にて処理した後、化成被膜の性状を目視及び走査型電子顕微鏡にて観察した。そして、鋼板下地を緻密に被覆しているものを良好、そうでないものを不良と判断した。りん酸塩処理薬剤としては、通常の自動車用薬剤である日本パーカーライジング社の「Ｂｔ３０８０」を用いた。溶融亜鉛めっき処理性の評価では、式（Ｃ）が満たされる条件下で焼鈍を行った後に、溶融亜鉛めっきシミュレータを用いて溶融亜鉛めっき処理を行い、目視にて観察した。そして、めっき膜がめっき面の９０％以上の面積で均一に形成されているものを良好、そうでないものを不良とした。そして、化成処理性の評価及び溶融亜鉛めっき処理性の評価の双方で良好なものを、表３中に「○」と示し、少なくとも一方で不良なものを「×」と示した。更に、溶融亜鉛めっき処理後には、表４に示す時間、５００℃に保持した。【００６８】
【表１】
2011087057.tif 000003
【００６９】
【表２】
2011087057.tif 000004
【００７０】
【表３】
2011087057.tif 000005
【００７１】
【表４】
2011087057.tif 000006
【００７２】
表１〜表４に示す結果から認められるように、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３４では、良好な溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が得られ、また、高い引張強度及び良好な成形性が得られた。つまり、強度及び延性が両立していた。特に、式（Ｄ）を満足する実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３２では、実施例Ｎｏ．３３及びＮｏ．３４よりも、「Ｅｌ×ＴＳ」の値及び「ε×ＴＳ」の値が高かった。  【００７３】
一方、鋼の成分が本発明の範囲から外れる比較例Ｎｏ．３５、Ｎｏ．３６、及びＮｏ．３９〜Ｎｏ．４３では、「Ｅｌ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。また、鋼の成分が本発明の範囲から外れる比較例Ｎｏ．３７、Ｎｏ．３８、及びＮｏ．４４では、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が低かった。【００７４】
式（Ａ）を満足しない比較例Ｎｏ．４５では、「Ｅｌ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できず、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性も低かった。また、式（Ａ）を満足しない比較例Ｎｏ．４６では、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が低かった。【００７５】
式（Ｂ）及び式（Ｃ）を満足しない比較例Ｎｏ．４７及びＮｏ．４８では、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。【００７６】
式（Ｃ）を満足しない比較例Ｎｏ．４９及びＮｏ．５０では、「Ｅｌ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。【００７７】
式（Ｄ）を満足しない比較例Ｎｏ．５１及びＮｏ．５２では、「Ｅｌ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。
【産業上の利用可能性】
【００７８】
本発明は、例えば、車体に用いられる成形性に優れた高強度鋼板の関連産業において利用することができる。
【図１】
2011087057.tif 000007
【図２】
2011087057.tif 000008
【図３】
2011087057.tif 000009
【図４】
2011087057.tif 000010
【図５】
2011087057.tif 000011
【手続補正書】
【提出日】平成23年9月14日(2011.9.14)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】請求項６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項６】
熱間圧延を行って熱延鋼帯を得る工程と、
次に、前記熱延鋼帯の酸洗を行う工程と、
次に、複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて前記熱延鋼帯の冷間圧延を行って冷延鋼帯を得る工程と、
次に、連続焼鈍設備で前記冷延鋼帯の連続焼鈍を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有し、
前記鋼帯は、質量％で、
Ｃ  ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
前記複数のスタンドのうちの最初のスタンドにおける冷延率、及び前記連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度について、式（Ｃ）の関係が成立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。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５  ・・・（Ａ）
５０≦ｒ１0.85×Ｖ≦３００  ・・・（Ｃ）
（ｒ１は前記冷延率（％）を示し、Ｖは前記昇温速度（℃／ｓ）を示す。）
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１５】
（６）  熱間圧延を行って熱延鋼帯を得る工程と、
次に、前記熱延鋼帯の酸洗を行う工程と、
次に、複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて前記熱延鋼帯の冷間圧延を行って冷延鋼帯を得る工程と、
次に、連続焼鈍設備で前記冷延鋼帯の連続焼鈍を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有し、
前記鋼帯は、質量％で、
Ｃ  ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
前記複数のスタンドのうちの最初のスタンドにおける冷延率、及び前記連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度について、式（Ｃ）の関係が成立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。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５  ・・・（Ａ）
５０≦ｒ１0.85×Ｖ≦３００  ・・・（Ｃ）
（ｒ１は前記冷延率（％）を示し、Ｖは前記昇温速度（℃／ｓ）を示す。）
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１７】
（８）  前記溶融亜鉛めっき処理を行う工程の後に、前記冷延鋼帯を４００℃乃至６５０℃の温度にｔ秒間保持する工程を有し、
式（Ｄ）の関係が成立することを特徴とする（７）に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
ｔ≦６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］  ・・・（Ｄ）
（［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。）
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７２】
表１〜表４に示す結果から認められるように、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３４では、良好な溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が得られ、また、高い引張強度及び良好な成形性が得られた。つまり、強度及び延性が両立していた。特に、式（Ｄ）を満足する実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３２では、実施例Ｎｏ．３３及びＮｏ．３４よりも、「ＥＬ×ＴＳ」の値及び「ε×ＴＳ」の値が高かった。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７３】
一方、鋼の成分が本発明の範囲から外れる比較例Ｎｏ．３５、Ｎｏ．３６、及びＮｏ．３９〜Ｎｏ．４３では、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。また、鋼の成分が本発明の範囲から外れる比較例Ｎｏ．３７、Ｎｏ．３８、及びＮｏ．４４では、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が低かった。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７４】
式（Ａ）を満足しない比較例Ｎｏ．４５では、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できず、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性も低かった。また、式（Ａ）を満足しない比較例Ｎｏ．４６では、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が低かった。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７６】
式（Ｃ）を満足しない比較例Ｎｏ．４９及びＮｏ．５０では、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７７】
式（Ｄ）を満足しない比較例Ｎｏ．５１及びＮｏ．５２では、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。
【国際調査報告】
2011087057.tif 000012
2011087057.tif 000013