(57)【要約】【課題】加工性の指標である伸びと伸びフランジ性がともに優れ、車体構造部品として耐衝突性に対応した降伏比が９０％以上であり、引張強度が９８０ＭＰａを超える、薄物の高降伏比高張力冷延鋼板を提供すること。【解決手段】フェライト相が面積比率で９５％以上であり、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出するとともに、該Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物は、原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、Ｖが、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす平均組成を有する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライト相が面積比率で９５％以上であり、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出するとともに、該Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物は、原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、Ｖが、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす平均組成を有することを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の高降伏比高張力冷延鋼板。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０６超〜０．２４％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｖ：０．１５超〜１．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量が以下の（Ｉ）式を満足する成分組成を有することを特徴とする請求項１に記載の高降伏比高張力冷延鋼板。
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  …（Ｉ）
（ただし、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖは各成分の質量％を表す）
【請求項３】
板厚１．４ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高降伏比高張力冷延鋼板。
【請求項４】
表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の高降伏比高張力冷延鋼板。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０６超〜０．２４％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｖ：０．１５超〜１．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量が以下の（Ｉ）式を満足する成分組成を有する鋼片を溶製し、仕上圧延終了温度８８０℃以上、巻取温度５７０℃未満の条件で熱間圧延を行ったのち、スケール除去後、冷間圧延を行い、１０℃／ｓ以上の加熱速度で７００〜９００℃に加熱して焼鈍することを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の高降伏比高張力冷延鋼板の製造方法。
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  …（Ｉ）
（ただし、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖは各成分の質量％を表す）
【請求項６】
前記焼鈍後の鋼板表面に溶融亜鉛系めっきを施すことを特徴とする請求項５に記載の高降伏比高張力冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部材の素材に適した高降伏比高張力冷延鋼板ならびにその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
環境保全につながる燃費向上の観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が強く求められている。自動車用部材はプレス成形により得られる複雑な形状のものが多く、高強度でありながら加工性の指標である伸びと伸びフランジ性がともに優れた材料が必要である。また、近年衝突安全性の観点から同一の引張強度であってもより降伏強度が高い高降伏比（降伏比＝ＹＳ／ＴＳ）型の鋼板で、なおかつ９８０ＭＰａを超えるものが要望されている。鋼板をより軽量化する観点からさらなる薄肉化が指向されており、板厚１．４ｍｍ以下の薄物に対する要望も強くなってきている。
【０００３】
従来、この種の鋼板を得る技術としては、例えばＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｂを添加するとともに好ましくはベイナイト主体の組織とする冷延鋼板に関する技術（特許文献１）や、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖの１種以上を添加した鋼を連続焼鈍炉中でα＋γ域から水冷する、マルテンサイトによる強化と析出強化をバランスした冷延鋼板に関する技術（特許文献２）が知られている。しかしながら、前者の場合には、加工性が未だ十分とは言えない。また、後者の場合には降伏比が８０％以下と低いという問題がある。
【特許文献１】特開２００５−１０５３６７号公報
【特許文献２】特公平２−３５０１３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車用部材のようにプレス時の断面形状が複雑な用途に適した、加工性の指標である伸びと伸びフランジ性がともに優れ、車体構造部品として耐衝突性に対応した降伏比が９０％以上であり、引張強度が９８０ＭＰａを超える、薄物の高降伏比高張力冷延鋼板ならびに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】
【０００５】
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。
（ａ）転位密度が低い組織とし、微細析出物で強化すると、強度−伸びバランスが向上する。
（ｂ）実質的に単相組織とし、微細析出物で強化すると、強度−伸びバランスが向上する。
（ｃ）Ｃ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖの添加バランスを適宜制御すると、これらが複合した炭化物が微細に析出する。
（ｄ）複合析出物中のＶの割合が低くなると、析出物が粗大化するため、伸びと伸びフランジ性がともに低下する。
（ｅ）熱延段階で微細析出物があると冷延後の焼鈍で再結晶が抑制され、伸びと伸びフランジ性がともに低下する。
（ｆ）熱延で低温巻取として析出を抑制すると冷延後の再結晶が容易に生じるとともに、再結晶と同時もしくは再結晶後にＴｉ，Ｍｏ，Ｖが複合した炭化物が微細に析出する。
【０００６】
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（６）を提供する。
（１）フェライト相が面積比率で９５％以上であり、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出するとともに、該Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物は、原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、Ｖが、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす平均組成を有することを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の高降伏比高張力冷延鋼板。
（２）質量％で、Ｃ：０．０６超〜０．２４％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｖ：０．１５超〜１．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量が以下の（Ｉ）式を満足する成分組成を有することを特徴とする上記（１）に記載の高降伏比高張力冷延鋼板。
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  …（Ｉ）
（ただし、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖは各成分の質量％を表す）
（３）板厚１．４ｍｍ以下であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高降伏比高張力冷延鋼板。
（４）表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする上記（１）から（３）のいずれかに記載の高降伏比高張力冷延鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：０．０６超〜０．２４％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｖ：０．１５超〜１．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量が以下の（Ｉ）式を満足する成分組成を有する鋼片を溶製し、仕上圧延終了温度８８０℃以上、巻取温度５７０℃未満の条件で熱間圧延を行ったのち、スケール除去後、冷間圧延を行い、１０℃／ｓ以上の加熱速度で７００〜９００℃に加熱して焼鈍することを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の高降伏比高張力冷延鋼板の製造方法。
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  …（Ｉ）
（ただし、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖは各成分の質量％を表す）
（６）前記焼鈍後の鋼板表面に溶融亜鉛系めっきを施すことを特徴とする上記（５）に記載の高降伏比高張力冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００７】
本発明によれば、加工性の指標である伸びと伸びフランジ性がともに優れ、車体構造部品として耐衝突性に対応した降伏比が９０％以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上の薄物の高降伏比高張力冷延鋼板ならびにその製造方法を得ることができる。このような冷延鋼板は、自動車用部材のようにプレス時の断面形状が複雑な用途に適している。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
以下、本発明について、金属組織、化学成分、および製造方法に分けて具体的に説明する。
【０００９】
［金属組織］
本発明に係る高張力鋼板は、実質的にフェライト単相組織であり、Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖを含む炭化物が析出している。
【００１０】
・フェライト相が面積比率で９５％以上
マトリックスは実質的にフェライト単相とする。マトリックスをフェライト単相組織としたのは、伸びの向上には転位密度の低いフェライトが有効であるとともに、伸びフランジ性の向上には単相組織とすることが有効であり、特に延性に富むフェライト単相組織でその効果が顕著であるためである。ただし、マトリックスは必ずしも完全にフェライト単相組織でなくともよく、面積比率で９５％以上フェライトであればよい。なお、ここでフェライトとしては、冷間圧延後に焼鈍を施されて再結晶が完了しているフェライトを意味し、再結晶が完了していない加工フェライトは含まない。
【００１１】
・Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖを含む炭化物
Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖを含む炭化物は微細となるため鋼を強化するのに有効である。従来は析出物としてＴｉＣを用いることが主流であったが、Ｔｉは析出物形成傾向が強いためＭｏ，Ｖを含まない場合、粗大化しやすく、強化に対する効果が低くなることから、必要な強化量を得るには加工性を劣化させるまでの析出物が必要となる。これに対し、ＴｉとＭｏ，Ｖを含む複合炭化物は微細に析出して加工性を劣化させずに鋼を強化することができる。これはＭｏ，Ｖの析出物形成傾向がＴｉよりも弱いため、安定して微細に存在でき、加工性を低下させない少量の添加量で有効に強化できるからであると考えられる。析出物微細化の効果はＴｉにＭｏを加えるだけでも得られるが、多量にＴｉを添加した場合は熱延前のスラブ加熱温度を１３００℃以上という特殊な設備が必要な領域まで上げなければならない。ＶとＣの組み合わせは溶解温度が非常に低く、強度を上げるために多量に添加しても通常の加熱温度で溶解することができる。
【００１２】
炭化物が安定して微細に存在できるためには炭化物の組成が影響し、炭化物の組成が原子％で表されるＴｉ，Ｍｏ，Ｖが、Ｖ比率；Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たすようになると析出物の粗大化を抑制する効果が高くなり、所望の微細析出物を得ることができる。したがって、原子％で表されるＴｉ，Ｍｏ，Ｖが、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす範囲でＴｉ，Ｍｏ，Ｖを含む炭化物が分散析出していることを要件とする。
【００１３】
また、この複合炭化物の平均粒径を１０ｎｍ未満とすることで、析出物周囲の歪が転位の移動の抵抗としてより効果的となり、効率よく鋼を強化できる。このため、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ，Ｍｏ，Ｖを含む炭化物が分散析出していることを要件とする。さらに好ましくは、平均粒径５ｎｍ以下である。
【００１４】
鋼中のＣと（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖ）との原子数比が０．８〜１．５となるようにＣ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖの含有量を調整することが好ましい。これにより、Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖを含む炭化物が析出しやすくなり、１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となる。上記原子数比のより好ましい範囲は０．８〜１．３である。なお、上記Ｃと（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）との原子数比０．８〜１．５を質量％換算すると以下の（１）式を満たすことになる。
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  （１）
（ただし、上記（１）式中、Ｃ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖは各成分の質量％を表す）
【００１５】
［化学成分］
本発明では、上記金属組織さえ満たしていれば所望の伸びおよび伸びフランジ性および９８０ＭＰａ以上の強度が得られ、化学成分は特に限定されないが、質量％でＣ：０．０６超〜０．２４％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｖ：０．１５超〜１．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。以下、これら成分について説明する。なお、特に説明のない限り％は質量％を表す。
【００１６】
・Ｃ：０．０６超〜０．２４％
Ｃは炭化物を形成し、鋼を強化するのに有効である。しかし、０．０６％以下では鋼の強化が不十分であり、０．２４％を超えて添加するとスポット溶接が困難になるため、Ｃ含有量は０．０６超〜０．２４％が好ましい。
【００１７】
・Ｓｉ≦０．３％
Ｓｉは固溶強化には有効な元素であるが、０．３％を超えて添加するとフェライトからのＣ析出が促進されて粒界に粗大な鉄炭化物が析出しやすくなり、伸びフランジ性が低下する。また、本発明においては、従来積極的に用いられてきたＳｉを低減することによりオーステナイトの圧延荷重を低減し、薄物の製造が容易になるが、０．３％を超えて添加すると熱間圧延時の圧延荷重が大きくなるため、圧延が不安定となり、板形状も悪くなる。これらの理由により、Ｓｉ含有量は０．３％以下が好ましい。さらに好ましくは０．１５％以下であり、望ましくは０．０５％以下である。
【００１８】
・Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは固溶強化により鋼を強化する観点からは０．５％以上が好ましいが、２．０％を超えて添加すると偏析し、かつ硬質相が形成され、伸びフランジ性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は０．５〜２．０％が好ましい。
【００１９】
・Ｐ≦０．０６％
Ｐは固溶強化に有効であるが、０．０６％を超えて添加すると偏析して伸びフランジ性を低下させるため、０．０６％以下とすることが好ましい。
【００２０】
・Ｓ≦０．００５％
Ｓは少ないほど好ましく、０．００５％を超えると伸びフランジ性が低下するため、０．００５％以下が好ましい。
【００２１】
・Ａｌ≦０．０６％
Ａｌは脱酸剤として添加される。しかし、０．０６％を超えると伸びおよび伸びフランジ性が低下するため、０．０６％以下が好ましい。
【００２２】
・Ｎ≦０．００６％
Ｎは少ないほど好ましく、０．００６％を超えると粗大な窒化物が増え、伸びフランジ性が低下するため、０．００６％以下が好ましい。
【００２３】
・Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０．０５％以上添加することでパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉ，Ｖと微細な析出物を形成し、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保しつつ鋼を強化することができる。しかし、０．５％を超えて添加すると硬質相が形成され伸びフランジ性が低下するため、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．５％が好ましい。
【００２４】
・Ｔｉ：０．０３〜０．２％
Ｔｉは本発明において重要な元素である。Ｍｏ，Ｖと複合炭化物を形成することで優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保しつつ鋼を強化することができる。しかし、０．０３％未満では鋼を強化する効果が不十分であり、０．２％を超えると伸びフランジ性が低下するとともに、熱延前のスラブ加熱温度を１３００℃以上という高温にしなければ炭化物が溶解しないため、これ以上添加しても微細析出物として有効に析出させることができない。したがって、Ｔｉ含有量は０．０３〜０．２％が好ましい。
【００２５】
・Ｖ：０．１５超〜１．２％
Ｖは本発明において重要な元素である。前述のように、炭化物が安定して微細に存在できるためには炭化物の組成が影響する。具体的には、炭化物の平均組成が原子％で表されるＴｉ，Ｍｏ，ＶでＶ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たすようになると、析出物の粗大化を抑制する効果が高くなり、微細な複合炭化物を形成し、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保しつつ鋼を強化することができる。この点、本発明者らが詳細に検討した結果、Ｃを０．００６％を超えて多量に添加するとともに、Ｖを０．１５％を超えて多量に添加することで、Ｖの析出率、すなわち添加されたＶの中で析出物を実際に形成するのに寄与するＶの比率が上昇し、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３の条件を満たす析出物を得られるようになることが判った。したがって、Ｖ含有量は０．１５％超えとする。しかし、１．２％を超えて添加すると焼鈍後にマルテンサイト相を生じたり、中心偏析が強く現れて伸びや靭性の低下を招いたりするため、Ｖ含有量は０．１５超〜１．２％が好ましい。なお、Ｖを１．２％添加した場合でもスラブ加熱温度は１２００℃程度の通常温度とすれば炭化物が完全に溶解する。
【００２６】
［製造方法］
・仕上圧延終了温度：８８０℃以上
仕上圧延終了温度が８８０℃未満では未再結晶で圧延が進行するために起こる歪の蓄積量が増大し、圧延荷重が著しく増大すること、および熱延段階での析出が促進されて冷延性（冷間圧延性）が低下したり、焼鈍中の再結晶が抑制されて冷延鋼板の伸びが低下したりするため、８８０℃以上とする。
【００２７】
・巻取温度：５７０℃未満
熱延板中で微細析出物が生成すると、冷間圧延後の焼鈍で再結晶しにくくなる。そのため、巻取時にＴｉ，Ｍｏ，Ｖを含む炭化物が析出しないようにする必要があり、巻取温度は５７０℃未満とする。望ましくは５５０℃未満である。巻取温度が４００℃未満になるとベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相を生じて冷延性が低下するため、好ましくは４００℃以上とする。上記のようにして製造された熱間圧延鋼板は、常法に従い酸洗などによりスケール除去後、冷間圧延を行う。前述したように、板厚１．４ｍｍ以下の薄物の高降伏比型高張力鋼板への要求が高まっているが、上記の方法にて得た熱間圧延鋼板は、熱延段階での炭化物の析出を抑制しており、１．４ｍｍ以下の板厚への冷間圧延が容易である。本願発明では、冷間圧延の圧下率は、特に限定するものではないが、常法の範囲である４０〜８０％程度とすることが好ましい。冷間圧延された冷延板は、下記の条件で焼鈍を施す。
【００２８】
・１０℃／ｓ以上の加熱速度で７００〜９００℃に加熱して焼鈍
焼鈍時の昇温速度を１０℃／ｓ以上としたのは、炭化物が析出する前に再結晶させる必要があるためである。１０℃／ｓ未満では炭化物が再結晶前に析出するため再結晶が抑制され、伸びが低下する。望ましくは３０℃／ｓ以上である。また、焼鈍温度を７００〜９００℃としたのは、７００℃未満では再結晶前に炭化物が多量に析出して再結晶が抑制されて伸びが低下し、９００℃超では加熱中にオーステナイト単相化し、炭化物が固溶して強度が低下するためである。
【００２９】
・めっき
本発明の高張力冷延鋼板は表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有する冷延鋼板であるところの溶融亜鉛系めっき冷延鋼板とすることも可能である。溶融亜鉛系めっき冷延鋼板には、溶融亜鉛系めっきを行ったあとに合金化反応を続けて行った合金化溶融亜鉛系めっき冷延鋼板も含む。溶融亜鉛系めっき冷延鋼板を製造する際には、例えば焼鈍後に連続的に連続式溶融亜鉛系めっきラインにて溶融亜鉛系めっきを行うことが可能である。ここで、溶融亜鉛系めっきとはめっき皮膜が実質的にＺｎからなる溶融めっき、もしくはＺｎを主体とする溶融めっきであり、ＺｎのほかにＡｌ、Ｃｒ，Ｍｎなどの合金元素が含まれていてもよい。
【実施例】
【００３０】
表１に示す化学成分を有する鋼を１２５０℃に加熱し、種々の仕上温度（ＦＴ）、巻取温度（ＣＴ）で板厚４ｍｍまで熱間圧延を行った。得られた鋼板を酸洗後、冷間圧延率７５％で冷間圧延を行い、板厚１ｍｍとした。続いて種々の昇温速度、加熱温度で連続焼鈍を行った。熱延、焼化条件を表２に示す。得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で１０視野観察し（写真引伸で倍率：×１，０００，０００）、析出した各々の炭化物寸法を円近似を用いた画像解析により求め、算術平均して炭化物の平均粒径を求めた。また、エネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）を用いて各々の炭化物を構成する元素の分析を行った。さらにピーク値より各々の炭化物における各元素（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖ）の濃度を算出し、算術平均して炭化物におけるＴｉ，Ｍｏ，Ｖの含有量の平均組成を求め、Ｖ比率を求めた。また、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試験片および穴拡げ試験片を採取した。引張試験片は圧延直角方向から採取した。穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に沿って行い、穴拡げ率（λ）を求めた。組織の観察は、ナイタールエッチング後走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により行った。また、組織の面積比率は、上記で得たＳＥＭ像の画像解析により求めた。なお、表２のＮｏ．１２，１３については、亜鉛をめっき浴とする溶融亜鉛めっきを施した後、合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板としたものである。
【００３１】
表２に示す結果から明らかなように、本発明の範囲を満足する本発明例については、引張強度が９８０ＭＰａを超え、加工性の指標である伸びと伸びフランジ性がともに優れ、車体構造部品として耐衝突性に対応した降伏比が９０％以上であった。
【００３２】
【表１】
2008174802.tif 000002
【００３３】
【表２】
2008174802.tif 000003