(57)【要約】【課題】成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法を工業的規模で実現する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．００５  〜０．３  ％、Ｍｎ：１．０  〜３．１  ％、Ｐ：０．００１  〜０．０６％、Ｓ：０．００１  〜０．０１％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ａｌ：０．２  〜１．２  ％，Ｍｏ≦０．５  ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、さらに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの質量％が、下記  （Ａ）  （Ｂ）（Ｃ）式を満足し、金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有することを特徴とする。（０．００１２  ×［ＴＳ  狙い値］−０．２９−［Ｓｉ］）／２．４５  ＜Ａｌ＜１．５−３×［Ｓｉ］    ・・・（Ａ）［ＴＳ  狙い値］  は鋼板の強度設計値で、単位はＭｐａ  、［Ｓｉ］はＳｉの質量％５００×［Ｂ］  ＋［Ｍｎ］＋０．２［Ａｌ］  ＜２．９      ・・・（Ｂ）［Ｂ］  はＢの質量％、［Ｍｎ］はＭｎの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％【選択図】  図１
2005008961.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ    ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５  〜０．３  ％、
Ｍｎ：１．０  〜３．１  ％、
Ｐ    ：０．００１  〜０．０６％、
Ｓ    ：０．００１  〜０．０１％、
Ｎ    ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．２  〜１．２  ％
Ｍｏ≦０．５  ％
Ｂ：０．０００５〜０．００２  ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、さらに、Ｓｉ、Ａｌの質量％と、狙いの強度値（ＴＳ）とが、下記  （Ａ）  式を満足し、かつ、Ｂ，Ｍｎ，Ａｌの質量％が下記（Ｂ）式を満足し、金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
（０．００１２  ×［ＴＳ  狙い値］−０．２９−［Ｓｉ］）／２．４５  ＜Ａｌ＜１．５−３×［Ｓｉ］・・・（Ａ）
ここに、［ＴＳ  狙い値］  は鋼板の強度設計値で単位はＭＰａ  、［Ｓｉ］はＳｉの質量％
５００×［Ｂ］  ＋［Ｍｎ］＋０．２［Ａｌ］  ＜２．９      ・・・（Ｂ）
ここに［Ｂ］  はＢの質量％、［Ｍｎ］はＭｎの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％
【請求項２】
さらに、
Ｖ：０．０１〜０．１  ％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１  ％、
Ｎｂ：０．００５  〜０．０５％のうち１種または２種以上を含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】
さらに、
Ｃａ    ：０．０００５〜０．００５  ％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５  ％のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板であって、フェライト粒の中で、粒径の短径／長径の値が０．２以上のものが、５０％以上を占める成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板が、熱延鋼板または冷延鋼板であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
鋼板に亜鉛メッキの表面処理を施したことを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の成形加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１〜請求項６のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、Ａｒ３  点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、４００℃〜５５０℃で捲取り、次いで、通常の酸洗の後、圧下率を３０〜７０％として一次冷間圧延後、連続焼鈍工程で再結晶焼鈍を施し、次いで、調質圧延を施した成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法であって、焼鈍工程においてＡｃ１  以上Ａｃ３  ＋１００℃以下の温度域に加熱し、３０秒以上３０分以下保持した後、（Ｃ）式を満たすＸ℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下の温度域まで冷却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。
Ｘ≧（Ａｃ３−５００）／１０ａ  ・・・（Ｃ）
ａ＝０．６［Ｃ］＋１．４［Ｍｎ］  ＋３．７［Ｍｏ］  −０．８７
ここに、Ｘは冷却速度で単位は℃／ｓ
Ａｃ３  の単位は℃
［Ｃ］  はＣの質量％、［Ｍｎ］はＭｎの質量％、［Ｍｏ］はＭｏの質量％
【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およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
【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】特開平５−２４７５８６号公報
【特許文献４】特開２０００−３４５２８８号公報
【特許文献５】特開昭５７−１５５３２９号公報
【０００３】
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、鋼材の降伏応力が増大し、更に伸びが低下するからである。
これに対し、伸びの改善に対しては残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した鋼板（以下ＴＲＩＰ鋼）などが発明されており、例えば、特開昭６１−１５７６２５号公報や特開平１０−１３０７７６号公報に開示されている。
【０００４】
しかし、通常のＴＲＩＰ鋼板は、多量のＳｉ添加が必須であり鋼板表面の化成処理性や溶融亜鉛メッキ性が悪化するため適用可能な部材は制限される。更に、残留オーステナイト鋼において高強度を確保するためには多量のＣ添加が必要であり、ナゲット割れ等の溶接上の問題がある。
【０００５】
鋼板表面の化成処理性や溶融亜鉛メッキ性については、残留オーステナイトＴＲＩＰ鋼のＳｉ低減を目的とした発明が特開平５−２４７５８６号公報や特開２０００−３４５２８８号公報に開示されているが、この発明では化成処理性や溶融亜鉛メッキ性と延性の向上は望めるものの、前述の溶接性の改善は望めないうえ、引張り強度９８０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼板では、非常に高い降伏応力となるためプレス時等での形状凍結性が悪化するという問題点があった。また引張り強さ９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板には遅れ破壊発生の懸念がある。ＴＲＩＰ鋼板は残留オーステナイト量が多いため、加工時に誘起変態して生成されたマルテンサイト相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、このような場所に水素が集積し、遅れ破壊が発生するという問題点もある。
【０００６】
また、降伏応力を低減させる技術として、特開昭５７−１５５３２９号公報に開示されているような、フェライトを含むＤｕａｌ  Ｐｈａｓｅ鋼（以下ＤＰ鋼という）が従来から知られているが、再結晶焼鈍後の冷却速度が３０℃／ｓ以上が必要であり、一般的な溶融亜鉛めっきラインでは不十分である。また鋼板の対象が引張り強さで  １００ｋｇ／ｍｍ２  までであり、必ずしも十分な成形性を有する高強度鋼板は実現していなかった。
【０００７】
【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、成形性と化成処理性及び亜鉛メッキ性に優れた高強度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。
【０００８】
【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を鋭意検討した結果、鋼成分の最適化、すなわち、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｓのバランスを特定範囲とし、特にＡｌ添加量を調整することで、降伏応力の低いＤＰ鋼において、これまで以上の伸びが確保できる高強度鋼板を工業的に製造できることを見出した。
【０００９】
本発明の鋼板は従来の残留オーステナイト鋼並に準ずる程度に延性が向上し、また、Ｓｉを低減することにより化成処理性や溶融亜鉛メッキ性を向上させ、さらに合金化メッキをおこなっても特性が劣化することが少ない高強度鋼板を実現した。
さらに、遅れ破壊や二次加工脆性の問題が生じないように、不可避的に含まれる５％以下の残留オーステナイトを許容し、実質的に残留オーステナイトを含まないＤＰ鋼とした。
本発明の高強度鋼板は、５９０Ｍｐａから１５００Ｍｐａ  の引張強度が実現できるが、９８０Ｍｐａ以上の高強度鋼板にて著しい効果を奏する。
【００１０】
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。
（１）質量％で、
Ｃ    ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５  〜０．３  ％、
Ｍｎ：１．０  〜３．１  ％、
Ｐ    ：０．００１  〜０．０６％、
Ｓ    ：０．００１  〜０．０１％、
Ｎ    ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．２  〜１．２  ％
Ｍｏ≦０．５  ％
Ｂ：０．０００５〜０．００２  ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、さらに、Ｓｉ、Ａｌの質量％と、狙いの強度値（ＴＳ）とが、下記  （Ａ）  式を満足し、かつＢ，Ｍｎ，Ａｌの質量％が下記（Ｂ）式を満足し，金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
（０．００１２  ×［ＴＳ  狙い値］−０．２９−［Ｓｉ］）／２．４５  ＜Ａｌ＜１．５−３×［Ｓｉ］・・・（Ａ）
ここに、［ＴＳ  狙い値］  は鋼板の強度設計値で単位はＭＰａ  、［Ｓｉ］はＳｉの質量％
５００×［Ｂ］  ＋［Ｍｎ］＋０．２［Ａｌ］  ＜２．９      ・・・（Ｂ）
ここに［Ｂ］  はＢの質量％、［Ｍｎ］はＭｎの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％
（２）さらに、
Ｖ：０．０１〜０．１  ％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１  ％、
Ｎｂ：０．００５  〜０．０５％のうち１種または２種以上を含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。
（３）さらに、
Ｃａ    ：０．０００５〜０．００５  ％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５  ％のうち１種または２種を含有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。
（４）（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度鋼板であって、フェライト粒の中で、粒径の短径／長径の値が０．２以上のものが、５０％以上を占める成形性に優れた高強度鋼板。
（５）（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度鋼板が、熱延鋼板または冷延鋼板であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
（６）鋼板に亜鉛メッキの表面処理を施したことを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の成形加工性に優れた高強度鋼板。
（７）（１）乃至（６）のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、Ａｒ３  点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、４００℃〜５５０℃で捲取り、次いで通常の酸洗の後、圧下率を３０〜７０％として一次冷間圧延後、連続焼鈍工程で再結晶焼鈍を施し、次いで、調質圧延を施した成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（８）（７）に記載の高強度鋼板の製造方法であって、焼鈍工程においてＡｃ１  以上Ａｃ３  ＋１００℃以下の温度域に加熱し、３０秒以上３０分以下保持した後、（Ｃ）式を満たすＸ℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下の温度域まで冷却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。
Ｘ≧（Ａｃ３−５００）／１０ａ  ・・・（Ｃ）
ａ＝０．６［Ｃ］＋１．４［Ｍｎ］  ＋３．７［Ｍｏ］  −０．８７
ここに、Ｘは冷却速度で単位は℃／ｓ
Ａｃ３  の単位は℃
［Ｃ］  はＣの質量％，［Ｍｎ］はＭｎの質量％，［Ｍｏ］はＭｏの質量％
【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、またマルテンサ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０．０３％未満では強度が満足せず、またマルテンサイト相が形成されない。また、０．２％を超えると、強度が上がりすぎ、延性が不足するほか、溶接性の劣化を招くため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、０．０３〜０．  ２％とし、好ましくは、０．０６〜０．１５％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フェライトの生成に有効な元素である。
Ｍｎが１．０％未満では、強度が満足せず、またフェラ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３．１％を超えると、焼入れ性が必要以上に高まるため、マルテンサイトが多く生成し、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  ．０〜３．１％とした。
【００１３】
Ｓｉは強度確保の観点で添加することに加え、通常、延性の確保のために添加される元素であるが、０．３％を超える添加により、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性が劣化してしまう。従って、本発明におけるＳｉの範囲は、０．３  ％以下とし、さらに溶融亜鉛メッキ性を重視する場合には０．１  ％以下が好ましい。またＳｉは脱酸剤や焼入れ性向上のために添加されるが、０．００５  ％未満では脱酸効果が十分でないため、下限を０．００５  ％とする。
【００１４】
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０．０６％とする。下限を０．００１％としたのは、これ以上低減させることは、製鋼段階での精錬時のコストアップに繋がるためである。
【００１５】
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０．０１％とする。下限を０．００１％としたのは、Ｐと同様に、これ以上低減させることは、製鋼段階での精錬時のコストアップに繋がるためである。
【００１６】
Ａｌは、本発系において最も重要な元素である。Ａｌは添加によりフェライトの生成を促進し、延性向上に有効に作用する他、多量添加によっても化成処理性や溶融亜鉛メッキ性を劣化させない元素である。また、脱酸元素としても作用する。
延性を向上させるためには０．２  ％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ため、その上限を１．２％とした。
【００１７】
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０．０００５％程度以上に制御することが好ましい。
【００１８】
高強度鋼板とするためには一般に多量の元素添加が必要となり、フェライト生成が抑制される。このため、組織のフェライト分率が低減し、第２相の分率が増加するため、特に９８０ＭＰａ以上のＤＰ鋼においては伸びが著しく低下する。この改善のために、Ｓｉ添加、Ｍｎ低減が多く用いられるが、前者は化成処理性や溶融亜鉛メッキ性が劣化すること、後者は強度確保が困難となることから、本発明の目的とする鋼板においては利用できない。そこで、発明者らは鋭意検討した結果、Ａｌの効果を見出し、式（Ａ）  の関係を満たすＡｌ、Ｓｉ、ＴＳバランスを有するとき、十分なフェライト分率を確保することができ、優れた伸びを確保できることを見出した。
（０．００１２  ×［ＴＳ  狙い値］−０．２９−［Ｓｉ］）／２．４５  ＜Ａｌ＜１．５−３×［Ｓｉ］    ・・・（Ａ）
ここに、［ＴＳ  狙い値］  は鋼板の強度設計値で単位はＭＰａ  。［Ｓｉ］はＳｉの質量％    である。
Ａｌ添加量が（０．００１２  ×［ＴＳ  狙い値］−０．２９−［Ｓｉ］）／２．４５  未満となると、延性を向上させるために十分でなく、１．５−３×［Ｓｉ］を超えてしまうと、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性が悪化する。〔図１〕
【００１９】
本発明の金属組織がフェライトとマルテンサイトを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。ここでいう、フェライトは、ポリゴナルフェライト、ベイネティックフェライトを差し、マルテンサイトは通常の焼き入れにより得られるマルテンサイトの他、６００℃以下の温度にて焼戻しを行ったマルテンサイトにおいても効果は変わらない。また、組織中にオーステナイトが残存すると２次加工脆性や遅れ破壊特性が悪化するため、本発明では不可避的に存在する３％以下の残留オーステナイトを許容し、実質的に残留オーステナイトを含まない。
【００２０】
Ｍｏは強度確保と焼入れ性に効果のある元素である。過多のＭｏの添加はＤＰにおけるフェライト生成を抑制し、延性の劣化を招くほか、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性を劣化させることがあるので、上限を０．５％とした。
【００２１】
Ｂは、焼入れ性確保とＢＮによる有効Ａｌの増大を目的として、Ｂ：０．０００５〜０．００２  ％の範囲で添加してもよい。フェライト分率を高くすることで優れた伸びは確保できるが、層状組織となり局部延性が低下することがある。Ｂを添加することでこれを防ぐことが可能となることを発明者らは見出した。しかし、Ｂの酸化物は化成処理や溶融亜鉛メッキ性を悪化させる。同様にＭｎやＡｌも添加量が多いと化成処理や溶融亜鉛メッキ性を悪化させることが分かった。そこで検討した結果、式（Ｂ）の関係を満たすＢ、Ｍｎ、Ａｌを有するとき、十分な化成処理性や溶融亜鉛めっき性を得ることを見出した。〔図２〕
５００  ×［Ｂ］  ＋［Ｍｎ］＋０．２［Ａｌ］  ＜２．９      ・・・（Ｂ）
ここに［Ｂ］  はＢ  の質量％、［Ｍｎ］はＭｎの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％
【００２２】
Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂは、強度確保の目的でＶ：０．０１〜０．１  ％、Ｔｉ：０．０１〜０．１  ％、Ｎｂ：０．００５  〜０．０５％の範囲で添加してもよい。
ＣａおよびＲＥＭは、介在物制御、穴拡げ改善の目的で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５  ％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５  ％の範囲で添加してもよい。
不可避的不純物として、例えば、Ｓｎなどがあるがこれら元素を０．０１質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
【００２３】
本発明の製造工程の限定理由は次の通りである。
製造方法は一般に行われている熱延鋼板、冷延鋼板、めっき鋼板の製造方法で構わない。
熱間圧延ではフェライト粒にひずみが過度に加わり加工性が低下するのを防ぐために熱間圧延をＡｒ３  以上で行い、また、高温すぎても焼鈍後の再結晶粒径およびＭｇの複合析出または昇出物が必要以上に粗大化するため、９４０℃以下が望ましい。巻き取り温度については、高温にすれば再結晶や粒成長が促進され、加工性の向上が望まれるが、熱間圧延時に発生するスケール生成も促進され酸洗性が低下する点や、フェライトとパーライトが層状に生成することによりＣが不均一に拡散するので、５５０℃以下とする。一方で低温になりすぎると硬化するため、冷間圧延時での負荷が高くなる。このため、４００℃以上とする。
【００２４】
酸洗後の冷間圧延は、圧下率が低いと鋼板の形状矯正が難しくなるため下限値を３０％とする。また、７０％を超える圧下率で圧延すると、鋼板のエッジ部に割れの発生及び形状の乱れのため上限値を７０％とする。焼鈍工程では、Ａｃ１  以上、Ａｃ３＋１００  ℃以下の温度で焼鈍する。これ未満では組識が不均一となる。一方、これ以上の温度では、オーステナイトの粗大化によりフェライト生成が抑制されるため伸びの劣化を招く。また、経済的な点から焼鈍温度は９００℃以下が望ましい。この際、層状の組識を解消するためには３０秒以上の保持が必要であるが、３０分を超えても効果は飽和し生産性も低下する。従って、３０秒以上３０分以下とする。
【００２５】
続いて、冷却終了温度を６００℃以下の温度とする。６００℃を超えるとオーステナイトが残留しやすくなり、２次加工性、遅れ破壊の問題が生じ易くなる。
冷却速度が遅い場合、冷却中にパーライトが生成される。パーライトは伸びを低下するため、生成を回避することが必要である。そこで発明者らは検討した結果、式（Ｃ）を満たすことで、伸びを確保することを見出した。〔図３〕
Ｘ≧（Ａｃ３−５００）／１０ａ  ・・・（Ｃ）
ａ＝０．６［Ｃ］＋１．４［Ｍｎ］  ＋３．７［Ｍｏ］  −０．８７
ここに、Ｘは冷却速度で単位は℃／ｓ
Ａｃ３  は単位は℃
［Ｃ］  はＣの質量％、［Ｍｎ］はＭｎの質量％，［Ｍｏ］はＭｏの質量％
本発明は、この熱処理の後、穴拡げ性、脆性の改善を目的とした、６００℃以下の焼戻し処理を行っても効果は変わらない。
【００２６】
【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５００℃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、６０％の冷間圧延した。その後連続焼鈍シミュレータを用い、７７０℃×６０秒の焼鈍を行い、３５０℃まで冷却した後、１０〜６００秒その温度で保持したあと、さらに室温まで冷却した。
【００２７】
表２は引張特性、メッキ性能、化成処理性を示すもので、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１６０００ＭＰａ％以上を良好とした。金属組織は、光学顕微鏡で観察した。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より観察した。
【００２８】
メッキ性能は溶融亜鉛メッキ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、目視にてメッキの付着状況を確認し、メッキ面の内９０％以上の面積で均一に付着している場合を良好「○」、部分的に欠陥があるものを「×」とした。化成処理性は、通常の自動車用薬剤である、りん酸塩処理薬剤（Ｂｔ３０８０：日本パーカーライジング社製）を用いて標準仕様にて処理したのち、化成被膜の性状を肉眼、および走査型電子顕微鏡にて観察し、鋼板下地を緻密に被覆しているものを「○」、化成被膜に部分的に欠陥があるものを「×」とした。
表２の結果から認められるように、本発明による鋼板は溶融亜鉛メッキ性や化成処理性が優れ、かついずれも強度・延性バランスに優れる高強度鋼板を製造できる。
【００２９】
一方、表１の成分範囲が本発明の範囲から外れる比較例、および、Ａｌの範囲が（Ａ）式を満足しない比較例（ＡＨ，ＡＩ）は、強度・延性バランスを示すＴＳ×ＥＬの値が１８０００Ｍｐａ％未満である、もしくは、メッキ評価及び化成処理評価が×となっている。また、（Ｂ）式を満足しない比較例（ＡＪ，ＡＫ）は、メッキ評価及び化成処理評価が×となっている。また、（Ｃ）式を満足しない冷却速度で製造した比較例（ＡＬ，ＡＭ）は、強度・延性バランスを示すＴＳ×ＥＬの値が１８０００Ｍｐａ％未満である。
【００３０】
【表１】
2005008961.tif 000003
【００３１】
【表２】
2005008961.tif 000004
【００３２】
【発明の効果】
本発明によれば、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｓのバランスを特定範囲とし、特にＡｌ添加量を調整することで、降伏応力の低いＤＰ鋼において、これまで以上の伸びが確保できる成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法を工業的規模で実現することができ、産業上有用な、著しい効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＴＳ狙い値によるＡｌとＳｉの範囲を示す図である。
【図２】化成処理性や溶融亜鉛メッキ性とＡｌ，Ｍｎ，Ｂの関係を示した図である。
【図３】延性を確保できる冷却速度と成分の関係を示した図である。
【図１】
2005008961.tif 000005
【図２】
2005008961.tif 000006
【図３】
2005008961.tif 000007