(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で表して、Ｃを０．０４〜０．２２％、Ｓｉを１．０％以下、Ｍｎを３．０％以下、Ｐを０．０５％以下、Ｓを０．０１％以下、Ａｌを０．０１〜０．１％及びＮを０．００１〜０．００５％含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、主相であるフェライト相と、第二相であるマルテンサイト相から構成され、かつフェライト結晶粒径が８μｍ以下で、フェライト相の＜１１０＞のＸ線ランダム強度比≧４であり、第二相のマルテンサイト面積率が５％以上であることを特徴とする形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
前記成分組成にＮｂ、Ｔｉ及びＶから選ばれる１種以上を合計で０．００８％以上０．０５％以下の条件で更に含む、請求項１記載の形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
請求項１又は請求項２のいずれかに記載の鋼板とその表面に形成した溶融亜鉛めっき層から構成される、形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
請求項１又は請求項２のいずれかに記載の鋼板とその表面に形成した合金化溶融亜鉛めっき層から構成される、形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主にプレス加工を施された後、塗装焼付け処理を施される自動車車体部材などに有用な鋼板に関し、特に、プレス成形後の形状凍結性、塗装焼付け硬化性（ＢＨ性）及び耐衝突特性に優れる高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境保全の観点から、炭酸ガスの排出量が規制される方向にあり、自動車の軽量化による燃費改善が望まれている。自動車の軽量化を進める上では、自動車車体に多くの重量割合を占める鋼板を薄肉化するのが有効な手段である。また、衝突時の乗員保護の観点から、車体構造の工夫により衝突時のエネルギーを吸収できるような構造が重要であり、それに適した鋼材の開発が重要になっている。
こうした状況から、自動車の構造部材や補強部材を中心として、薄肉化と同時に衝突時の降伏強度が高い高強度鋼板の使用率は増加の一途をたどっている。
【０００３】
自動車の車体骨格用部材に適用するための鋼板には、耐衝突特性として知られる特性の高いことが要求され、具体的には４４０〜７８０ＭＰａ程度の引張強度が必要とされる。鋼板の耐衝突特性の向上には、降伏点（ＹＰ）を高くするのと焼付け硬化性（ＢＨ性）を高くするのが有効なことが知られている。
しかし、降伏強度が高くなるほど、鋼板のプレス後のスプリングバック量が大きくなり、プレス部品の寸法精度が低くなるなど、鋼板の形状凍結性は低下してしまう。従って、形状凍結性を犠牲にすることなく実用的な耐衝突特性を備えた鋼板が嘱望されている。
【０００４】
このような状況において、特開平１１−３５００６３号公報に開示されているように、鋼板組織をフェライト・マルテンサイト複合組織にして降伏比（引張強度に対する降伏点の比）を低め、形状凍結性を良好にし、プレス加工後の降伏強度の低下は塗装焼付け硬化性（ＢＨ性）で補う技術が提案されている。
しかし、この公報に記載された技術においても、塗装焼付け後の降伏点は、引張強度６３８ＭＰａの鋼板で５２６ＭＰａ程度であり、従来の技術では、鋼板の引張強度に対する塗装焼付け後の降伏点の比が８０％程度の技術が限界であり、より耐衝突特性を向上させるため、塗装焼付け後の降伏点を上昇させた鋼板が望まれている。
【０００５】
このように、これまでのところ、十分な強度を付与するのに必要な高い降伏点と、良好な形状凍結性とを両立した高強度鋼板は知られていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、このような現状に鑑み、形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板を提供することを目的としている。
また、形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板を提供することも本発明の目的である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、特に自動車の構造部材としての高強度鋼板を開発するに当たり、種々の薄鋼板について加工、塗装焼付け後の降伏強度及び加工後の形状凍結性を検討した結果、次の知見を得るに至った。
【０００８】
即ち、単軸引張り試験において鋼板の降伏点が高くても、実際のプレス加工時には鋼板は平面歪み変形を受け、ｒ値が低下すると共に降伏点が低下する。そこで、＜１１０＞結晶方位を発達させることで、降伏点が高くても良好な形状凍結性を備えた鋼板とすることができる。また、鋼板がフェライトの主相とマルテンサイトの第二相を有するようにし、そして主相のフェライト結晶粒径を８μｍ以下にし、結晶粒を微細化することで、鋼板の降伏点を上げ、かつ塗装焼付け硬化性を向上させることができる。
【０００９】
より具体的にいえば、発明者らは、鋼板のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ及びＮ成分の組成を特定の範囲に規定し、かつフェライト結晶の粒径が８μｍ以下で、＜１１０＞のＸ線ランダム強度比≧４であるフェライト相を主相とし、第二相のマルテンサイト相が全体に占める面積率を５％以上とすることで、形状凍結性と耐衝突特性に優れた所期の高強度鋼板が得られることを見出した。本発明は、このような新しい知見に基づくものであり、その要旨とするところは次のとおりである。
【００１０】
（１）質量％で表して、Ｃを０．０４〜０．２２％、Ｓｉを１．０％以下、Ｍｎを３．０％以下、Ｐを０．０５％以下、Ｓを０．０１％以下、Ａｌを０．０１〜０．１％及びＮを０．００１〜０．００５％含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、主相であるフェライト相と、第二相であるマルテンサイト相から構成され、かつフェライト結晶粒径が８μｍ以下で、フェライト相の＜１１０＞のＸ線ランダム強度比≧４であり、第二相のマルテンサイト面積率が５％以上であることを特徴とする形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
【００１１】
（２）前記成分組成にＮｂ、Ｔｉ及びＶから選ばれる1種以上を合計で０．００８％以上０．０５％以下の条件で更に含む、前記（１）記載の形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
【００１２】
（３）前記（１）又は（２）のいずれかに記載の鋼板とその表面に形成した溶融亜鉛めっき層から構成される、形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】
（４）前記（１）又は（２）のいずれかに記載の鋼板とその表面に形成した合金化溶融亜鉛めっき層から構成される、形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１４】
（５）前記（１）又は（２）のいずれかに記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を、仕上げ熱間圧延機内の温度８７０℃以上１０２０℃以下で行い、冷却速度４０℃／ｓ以上で２００℃以下に冷却することを特徴とする形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１５】
（６）前記（１）又は（２）のいずれかに記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延率４０〜７５％で冷間圧延処理を行なった後に、下記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で４００℃未満まで冷却することを特徴とする形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１６】
【数６】
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【００１７】
（７）前記（１）又は（２）のいずれかに記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、次いで脱スケール処理後、下記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特徴とする形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
【数７】
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【００１９】
（８）前記（１）又は（２）のいずれかに記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延率４０〜７５％で冷間圧延処理を行なった後に、下記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特徴とする形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
【数８】
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【００２１】
（９）前記（１）又は（２）のいずれかに記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、次いで脱スケール処理後、下記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５０〜５５０℃の範囲の温度域で５〜９０秒保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特徴とする形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２２】
【数９】
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（１０）前記（１）又は（２）のいずれかに記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延率４０〜７５％で冷間圧延処理を行なった後に、下記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５０〜５５０℃の範囲の温度域で５〜９０秒保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特徴とする形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２３】
【数１０】
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【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明の形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板においては、その成分組成を、質量％で表して、Ｃが０．０４〜０．２２％、Ｓｉが１．０％以下、Ｍｎが３．０％以下、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．０１％以下、Ａｌが０．０１〜０．１％、及びＮが０．００１〜０．００５％となるようにし、残部をＦｅ及び不可避的不純物とする。
【００２５】
鋼板中のＣ成分は、マルテンサイトの生成に重要な元素であり、かつ本発明鋼で得られる高い塗装焼付け性を得るために不可欠な元素である。Ｃが０．０４％未満では、５％以上のマルテンサイト面積率を得ることができず、Ｃの下限を０．０４％とする。また、Ｃが０．２２％を超える場合、著しく溶接性が劣化するため、Ｃの上限を０．２２％とする。
【００２６】
Ｓｉ成分は、延性を損ねず、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。Ｓｉを１．０％を超えて添加する場合には、めっき密着性を損ねるため、これを上限とする。
【００２７】
Ｍｎ成分は、オーステナイト安定化元素であり、変態生成物を作り、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。ただし、Ｍｎ含有量が３．０％を超える場合、溶製が困難になるばかりでなく加工性が劣化するため、Ｍｎの上限を３．０％とする。
【００２８】
Ｐ成分は、安価に鋼板の機械的強度を高める元素である。しかし、Ｐ含有量が０．０５％を超える場合には、加工後の脆性的な破壊が生じやすくなるため、Ｐの上限を０．０５％とする。
【００２９】
Ｓ成分は、鋼中で介在物中に存在する。Ｓ含有量が０．０１％を超える場合には、介在物量が増加し、伸びフランジ性が劣化するため、Ｓの上限を０．０１％とする。
【００３０】
Ａｌ成分は、脱酸に用いられる元素である。そのため、０．０１％未満では、脱酸が不十分となり、加工性が劣化するため、これを下限とする。また、Ａｌが０．１％を超えると、コストアップになるばかりで、脱酸効果は飽和する。そのため、上限を０．１％とする。
【００３１】
Ｎ成分は、Ｃと同様、マルテンサイトの生成や塗装焼付け性を得るために重要な元素である。しかし、脱酸元素であるＡｌが存在する場合、Ｎは窒化物として鋼中に存在し、延性を劣化させる。そのためＮ量は少ないほど良いが、０．００１％未満にするには、脱Ｎ工程が必要になり製造コストが上がるため、これを下限とする。また、Ｎ量が０．００５％を超えると、析出した窒化物が鋼板組織を不均一にするため、安定した強度が得られず、工業生産に不向きとなる。そこで、Ｎ量の上限は０．００５％とする。
【００３２】
本発明の高強度鋼板は、上述の成分の他に、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶから選ばれる１種以上を合計で０．００８％以上０．０５％以下の条件で更に含むことができる。
Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶは、いずれも炭窒化物形成元素であり、鋼中に析出物を形成し、鋼板の機械的強度、特に降伏点を高めるのに有効な元素である。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖから選ばれる一種以上の合計量が０．００８％に満たない場合、降伏点上昇の効果はほとんど得られず、下限を０．００８％とする。また、それらの合計量が０．０５％を超えると、加工性の劣化とともに、塗装焼付け硬化性の源である鋼中のC、Nと結びついて析出してしまい、高ＢＨ性が得られない。そのため、上限を０．０５％とする。
【００３３】
本発明の鋼板は、主相であるフェライト相と、第二相であるマルテンサイト相から構成される。主相におけるフェライト結晶粒径が８μｍを超えると、結晶粒界近傍に導入されやすい転位は、材料中で不均一に存在する。この場合、鋼中のＣ、Ｎも粒界付近のみの転位の移動を妨げるため、本発明で目的とする十分な降伏点の上昇量が得られない。そのため、フェライト結晶粒径は８μｍ以下とする。
ここで、フェライト結晶粒径は、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置でＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に記載の「鋼のフェライト結晶粒度試験方法」の「切断法」に準じて測定した結晶粒度から、フェライトの結晶が球であると仮定して求めた直径である。
【００３４】
また、同時に、マルテンサイト相の存在が重要で、その面積率が５％未満では、たとえ、フェライト結晶粒径が８μｍ以下であっても、本発明で目的とする降伏点の上昇量を得るには十分ではない。硬質なマルテンサイト相を鋼中に分散させることによって、ＢＨ量を向上させることが出来るため、マルテンサイト面積率は５％以上確保する必要がある。ここで、マルテンサイト面積率とは、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で走査型電子顕微鏡を用いた組織観察により、１００μｍ×１００μｍの範囲においてマルテンサイト相が占有する面積の割合を意味している。
【００３５】
主相においては、＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が４以上であることも重要である。ここで、＜１１０＞はミラー指数を用いた結晶方位であり、圧延方向に＜ｕｖｗ＞方向が平行である結晶の方位を＜ｕｖｗ＞として表記したものである。また、Ｘ線ランダム強度比とは、Ｘ線回折によるフェライト結晶粒の方位分布測定において、集合組織をもたないランダムな方位分布を持つ粉末試料のＸ線強度を基準としたときの鋼板試料の強度比を意味する。この強度比が４に満たない場合、曲げ加工のような板厚方向の変形をほとんど無視できる平面歪み状態の成形では降伏点の上昇が顕著になり、そのためスプリングバック量が大きく、形状凍結性に劣る。
【００３６】
本発明の高強度鋼板は、上述の条件を満たす限りは、熱延鋼板として製造されても、或いは、冷延鋼板として製造されてもよい。また、本発明の高強度鋼板はめっき鋼板として製造されてもよく、特に好ましくは、溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造される。
【００３７】
次に、本発明における高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００３８】
まず、本発明の高強度鋼板を熱延鋼板として製造するには、本発明における成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で、冷却速度４０℃／ｓ以上で２００℃以下に冷却する。
鋼中元素を均一に分散するため、鋼片の加熱は１２２０℃以上で６０分以上加熱する。加熱温度が１２２０℃未満の場合、或いは、加熱時間が６０分未満の場合は、鋼中元素の分散が十分に行われない。
【００３９】
仕上げ熱間圧延は、仕上げ熱間圧延機内を１０２０℃〜８７０℃の温度範囲内で通過する必要がある。もし１０２０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化し、仕上げ熱間圧延後のフェライト粒径も大きくなり８μｍ以下のフェライト結晶粒は得られない。また、８７０℃以下では、圧延中にフェライト相が生じるため、均一かつ微細なフェライト結晶粒が得られない。また、熱間圧延後の冷却速度が４０℃／ｓ未満の場合、フェライト結晶粒が小さくならず、また、マルテンサイト変態量を確保できないため、４０℃／ｓ以上が必要である。冷却終了温度が２００℃以上の場合、上記同様、マルテンサイト面積率が確保されない。そのため、冷却終了温度は２００℃以下とする。
【００４０】
本発明の高強度鋼板を冷延鋼板として製造するには、本発明における成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延率４０〜７５％で冷間圧延処理を行ない、下記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で４００℃未満まで冷却する。
【００４１】
【数１１】
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【００４２】
冷間圧延率が４０％未満では、板厚中心まで冷間歪みが均一に導入されず、焼鈍後の中心層における冷間歪み量が少ない。そのため、再結晶により生成するフェライト粒より、隣接する冷間圧延状態の結晶粒が併呑し合う異常フェライト粒が成長する。したがって、フェライト相の結晶粒径が十分に小さくならず、十分な焼付け硬化性が得られない。また、７５％を超える場合、<１１０>のＸ線ランダム強度比が減少し、形状凍結性に劣る。そこで、冷間圧延率は４０〜７５％とする。
【００４３】
冷間圧延後の焼鈍工程において、（Ｉ）式を満足するようなα相、γ相の二相域に加熱・保持することが重要である。（Ｉ）式の上限以上の温度域では、γ相単相になるため、γ／α変態により生成するフェライト相の核生成頻度が減少し、フェライト粒径が粗大化する。また、（Ｉ）式の下限未満の温度域では、γ相単相になるような温度域における焼鈍ほどではないが、二相組織におけるフェライトの存在比率が大きく、フェライト結晶粒の成長が生じるため、所望とするフェライト粒径が得られない。
【００４４】
また、保持時間が３秒未満の場合、組織の不均一が生じ易く、鋼板の長手方向或いは幅方向での材質のバラツキにつながる。そのため、保持時間は３秒以上とする。二相域焼鈍後の冷却速度は２℃／ｓ未満であるとパーライト変態が生じ、マルテンサイト量が確保し難くなり、２００℃／ｓを超える場合は鋼板形状が著しく悪化するため、冷却速度は２〜２００℃／ｓとする。冷却終了温度は４００℃未満が好ましい。４００℃以上の場合、パーライト変態相が生成し、十分なマルテンサイト面積率が得られないためである。
【００４５】
本発明の高強度鋼板を溶融亜鉛めっき鋼板として製造するには、前述したように、本発明の高強度鋼板を、（１）熱延鋼板とした後、溶融亜鉛めっき処理を施す方法、（２）冷延鋼板とした後、溶融亜鉛めつき処理を施す方法、のいずれの方法でも採用することができる。
【００４６】
前記（１）の場合は、本発明における成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、次いで脱スケール処理後、上記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
【００４７】
前記（２）の場合は、本発明における成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延率４０〜７５％で冷間圧延処理を行なった後に、上記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
【００４８】
脱スケール処理後、あるいは脱スケール処理に続く冷間圧延処理後の焼鈍工程において、（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度に加熱、保持する理由は既に述べた通りである。
【００４９】
二相域焼鈍後の冷却速度は２〜２００℃／ｓとする。２℃／ｓ未満であるとパーライト変態が生じ、マルテンサイト量が確保しがたくなり、２００℃／ｓを超える場合、鋼板形状が著しく悪化する。
【００５０】
冷却終了温度は３５０℃〜５００℃とする。冷却終了温度が３５０℃未満であると、亜鉛浴温度が下がるため、浴温を加熱するなどコスト高となり、５００℃を超える場合は、γ相よりベイナイト変態が起こり、所望のマルテンサイト面積率が得られない。
【００５１】
めっき後の冷却工程は、冷却速度が５℃／ｓに満たない場合や２５０℃以下まで冷却を施さない場合、パーライト変態相の生成が起こり、マルテンサイト相が得られない。そこで、５℃／ｓ以上で２５０℃以下まで冷却する。
ここで、溶融亜鉛めっき方法は特に限定されるものではなく、例えば、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いるなど、通常行われている方法でよい。
【００５２】
本発明の高強度鋼板を合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造するには、前述した溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法と同様に、（１）熱延鋼板とした後、溶融亜鉛めっき処理を行い、更に、合金化処理を施す方法、（２）冷延鋼板として製造した後、溶融亜鉛めっき処理を行い、更に、合金化処理を施す方法、のいずれの方法でも採用することができる。
【００５３】
前記（１）の場合は、本発明における成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、次いで脱スケール処理後、上記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５０〜５５０℃の範囲の温度域で５〜９０秒保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
【００５４】
前記（２）の場合は、本発明における成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１２２０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延率４０〜７５％で冷間圧延処理を行なった後、上記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５０〜５５０℃の範囲の温度領域で５〜９０秒保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
【００５５】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造は、溶融亜鉛めっき処理に続いて合金化処理を施すことを除いて、溶融亜鉛めっき鋼板の製造と同様である。
【００５６】
合金化処理においては、加熱温度４５０〜５５０℃で５〜９０秒保持する必要がある。
４５０〜５５０℃の温度域での保持が５秒未満の場合は、十分な鉄と亜鉛の合金層を形成できず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としての特性が得られない。また、前記温度域で９０秒を超えての保持は、フェライト粒界に鉄炭化物のセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）が生成するため、プレス加工により導入される転位と相互作用するＣ量が減少し、ＢＨ量が減少する。そのため、保持時間は５〜９０秒の範囲とする。
【００５７】
合金化溶融亜鉛めっきを施す方法は、特に限定されるものではなく、例えば、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いるなど、通常行われている方法でよい。
【００５８】
【実施例】
次に、実施例により本発明を更に説明する。言うまでもなく、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００５９】
表１に示す成分組成を有する鋼を鋳造凝固後、そのまま、または、いったん室温まで冷却した後に表２に示す条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を製造した。鋼片は１２２０℃以上で６０分以上加熱した後、熱間圧延を施した。これらの熱延鋼板の一部に対し、更に脱スケール処理後、表２に示す条件で、焼鈍処理につづき溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施した。あるいは、熱延鋼板の別の一部を脱スケール処理後、表２に示す条件で冷間圧延し、焼鈍処理を施し、冷延鋼板を製造した。また、得られた冷延鋼板の一部に対し、表２に示す条件で、焼鈍処理につづき溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施した。
【００６０】
得られた各鋼板のミクロ組織を顕微鏡観察するとともに、圧延方向に垂直に試験片を採取し、引張試験により、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、塗装焼付硬化（ＢＨ）量を調べた。ここで、降伏強さ及び引張強さは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号試験片を用い、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１記載の方法に従って測定した。また、ＢＨ量とは、２％の引張予変形後の応力から、１７０℃で２０分の時効処理後に再引張した時の降伏応力への増加量である。Ｘ線による結晶方位測定は、鋼板の代表値として板厚の１／４厚の位置で板面に平行なサンプルを調製し、無方向性試料との比でＸ線強度比を測定した。また、これらの１．６ｍｍ厚の試験片に対し、Ｕ曲げ試験法に準拠して９０度曲げ試験を行い、開口角度から９０度を引いた値をスプリングバック量とし、形状凍結性を評価した。なお、曲げ方向は圧延方向と平行になるように行い、４°未満を合格とした。
【００６１】
以上の結果を表３に示す。表３において、ＹＰ＋ＷＨ＋ＢＨとは、降伏強さ（ＹＰ）に２％の予歪み変形による降伏強さからの強さ増分（ＷＨ）と塗装焼付硬化量（ＢＨ）を加えた量で、塗装焼付け工程後の降伏応力（上述のＢＨ量の測定で記述した「再引張した時の降伏応力」）に相当する。したがって、この値が大きいほど、衝突する際の降伏強さが大きく、耐衝突特性が良好になる。本発明では、原板での成形性が同程度である部材のプレス・塗装焼付け後の耐衝突特性を表す指標として、ＴＳに対する（ＹＰ＋ＷＨ＋ＢＨ）の比、即ち、（ＹＰ＋ＷＨ＋ＢＨ）／ＴＳを定義した。従来の鋼板では、高くても８５％程度であり、本発明ではより優れた耐衝突特性の付与を目的として９０％以上を合格とした。
【００６２】
表２の試料番号２は仕上圧延機内最高温度が本発明範囲外となっているため、フェライト粒径が８μｍ超となり、ＢＨ量が低く、耐衝突特性が劣っている例である。
試料番号３は仕上圧延機内最低温度が本発明範囲外となっているため、フェライト域で圧延され、粗大なフェライト結晶粒も共存するためにフェライト粒径が８μｍを超え、また、＜１１０＞のＸ線ランダム強度比も低くなり、耐衝突特性、形状凍結性が劣っている例である。
試料番号４は熱間圧延後の冷却速度が本発明範囲外の２０℃／ｓと小さいため、フェライト結晶粒径を小さく出来ず、ＢＨ量も低く、耐衝突特性が劣っている例である。
試料番号５は熱延終了温度が２００℃超で本発明範囲外であるため、フェライト結晶粒径は８μｍ以下になるもののマルテンサイト面積率を５％以上確保出来ず、ＢＨ量が低く、耐衝突特性が劣っている例である。
【００６３】
試料番号６、２５、３６はスラブの化学成分が本発明の範囲外となっている例である。試料番号６はＣが本発明の範囲外となっている例であり、０．０４％未満であるためにマルテンサイト面積率を５％以上確保出来きず、その結果、十分な降伏点上昇量やＢＨ量を得ることが出来ていない例である。
試料番号２５はＮが本発明範囲外となっている例であり、０．００５％を超えているため、析出した窒化物が鋼板組織を不均一にし、５μｍ以下の微細なフェライト結晶粒と粗大なフェライト結晶粒を共存させ、フェライト粒径が８μｍを超える。そのため、ＢＨ量が低く、耐衝突特性が劣っている。
試料番号３６はＴｉとＮｂの合計量が本発明範囲外となっている例であり、０．０５％を超えているため十分なＢＨ量が確保出来ていない例である。
【００６４】
試料番号１１、３０は焼鈍温度が本発明で規定する範囲よりも低いため、試料番号１２は焼鈍温度が高すぎるのでγ相とα相の二相共存域ではなくγ相域で焼鈍されているため、フェライト粒径が大きくなり、ＢＨ量が低く、耐衝突特性が劣っている。
試料番号２２、２９は冷延率が本発明範囲外となっている例であり、ＢＨ量は満足するものの、＜１１０＞Ｘ線ランダム強度比が減少し、形状凍結性が劣っている。
試料番号１３、３１は焼鈍後の冷却速度が本発明の範囲外となっている例で、パーライト変態が生じたため、マルテンサイト面積率が確保できず、ＢＨ量が低く、耐衝突特性が劣っている。
【００６５】
試料番号１４、２３は焼鈍後の冷却終了温度が本発明の範囲外となっている例であり、パーライト変態が生じたため、マルテンサイト面積率が確保出来ず、ＢＨ量が低く、耐衝突特性が劣っている。
試料番号１５、１６は、それぞれ溶融亜鉛めっき処理後の冷却速度、冷却終了温度が本発明の範囲外の例であり、パーライト変態が生じるため、マルテンサイト面積率が確保出来ず、ＢＨ量が低く、耐衝突特性に劣っている。
【００６６】
【表１】
0003887236.tif 000008
【００６７】
【表２】
0003887236.tif 000009
【００６８】
【表３】
0003887236.tif 000010
【００６９】
前述した例以外は本発明例であり、表２からも判るように、何れの例も耐衝突特性、形状凍結性に優れた高強度鋼板となっている。
なお、試料番号２６は、（ＹＰ＋ＷＨ＋ＢＨ）／ＴＳ比が８８％であり、合格ラインの９０％に達しないものの、従来品よりも良好な耐衝突特性を示す参考例である。
【００７０】
【発明の効果】
以上述べてきたように、本発明によればプレス成形後の優れた形状凍結性、塗装焼付け硬化性、及び耐衝突特性を有した４４０〜７８０ＭＰａ級の高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を利用できるようになり、産業上極めて大きな意義を持つ。