(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、かつマルテンサイト相の最大粒径が２μｍ以下で、その面積率が５％以上であることを特徴とする伸びフランジ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％以下含有する、請求項１記載の伸びフランジ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伸びフランジ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伸びフランジ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５】
請求項１又は請求項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、１１５０℃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伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項１又は請求項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、１１５０℃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％以上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伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【数１】
0003887235.tif 000011
【請求項７】
請求項１又は請求項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、１１５０℃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、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伸びフランジ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。
【数２】
0003887235.tif 000012
【請求項８】
請求項１又は請求項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、１１５０℃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、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フランジ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。
【数３】
0003887235.tif 000013
【請求項９】
請求項１又は請求項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、１１５０℃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％以上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伸びフランジ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。
【数４】
0003887235.tif 000014
【請求項１０】
請求項１又は請求項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、１１５０℃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％以上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伸びフランジ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。
【数５】
0003887235.tif 000015
【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、プレス成形時の良好な伸びフランジ性、プレス成形後の塗装焼付け硬化性（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、鋼板の引張強度が高くなるほど、成形性は困難になり、成形時の伸びフランジ成形を受ける部位が割れるなど、プレス成形性が悪くなる。したがって、伸びフランジ成形性を損ね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６−７３４９７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・ベイナイトの３相の複合組織にして、フェライト・マルテンサイト複合組織の特徴である高い伸びと低い降伏比（引張強度に対する降伏点の比）を確保し、これにベイナイト組織を共存させることで、伸びフランジ変形が悪化する原因となるボイドの発生起点の硬質マルテンサイト相を減らしても強度が確保でき、さらにＢＨ性も付与する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のＢＨ量は最大で５１ＭＰａであり、より耐衝突特性を向上させるため、ＢＨ量を付与した鋼板が望まれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このように、これまでのところ、十分な耐衝突特性を満足するのに必要なＢＨ量と、良好な伸びフランジ性を両立した高強度鋼板は知られていない。
本発明は、このような現状に鑑み、伸びフランジ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、伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた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を提供することも本発明の目的である。
【０００６】
【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および伸びフランジ性を検討した結果、次の知見を得るに至った。即ち、伸びフランジ性は軟質なフェライト相に接する硬質なマルテンサイトの粒径と相関があり、マルテンサイト粒径が２μｍ以下になると伸びフランジ成形を支配するボイドの発生起点としての役割が小さくなることがわかった。しかも、鋼板組織中の微細なマルテンサイトの存在は、塗装焼付け硬化量（ＢＨ性）をも向上させ、少なくとも６０ＭＰａ以上を得ることができる。
【０００７】
より具体的に言えば、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、かつフェライト相を主相とし、第二相のマルテンサイトの最大粒径が２μｍ以下でかつ、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、伸びフランジ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。
【０００８】
（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、かつマルテンサイト相の最大粒径が２μｍ以下で、その面積率が５％以上であることを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
【０００９】
（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％以下含有する、前記（１）記載の伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
【００１０】
（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伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
（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伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
（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、１１５０℃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伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１３】
（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、１１５０℃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％以上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伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
【数６】
0003887235.tif 000002
【００１５】
（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、１１５０℃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、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伸びフランジ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。
【００１６】
【数７】
0003887235.tif 000003
【００１７】
（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、１１５０℃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、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フランジ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。
【００１８】
【数８】
0003887235.tif 000004
【００１９】
（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、１１５０℃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％以上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伸びフランジ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９】
0003887235.tif 000005
【００２１】
（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、１１５０℃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％以上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伸びフランジ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１０】
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【００２３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明の伸びフランジ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。
【００２４】
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、マルテンサイト面積率を５％以上得ることができず、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。
【００２５】
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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
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。
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。第二相であるマルテンサイトの粒径が２μｍを超えると、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイトとの界面においてボイドが発生しやすくなり、良好な伸びフランジ成形性が得られない。そのため、マルテンサイトの粒径は２μｍ以下とする。
【００３３】
また、同時に、マルテンサイト相の面積率が重要である。その面積率が５％以下では、マルテンサイト粒径を２μｍ以下にしても、その硬質なマルテンサイトの絶対量が少ない分だけ、マルテンサイト周辺への転位の導入量が少なく、したがって、塗装焼付け工程による降伏点上昇量すなわちＢＨ量も少なくなる。そのため、マルテンサイト面積率は５％以上とする。
【００３４】
ここで、前述のマルテンサイトの粒径は、任意の板断面の板厚の１／４の位置で１００μｍ×１００μｍの領域を走査型電子顕微鏡で組織観察した時の、マルテンサイトの結晶の切断長さの最大値である。また、マルテンサイト面積率は、上記の組織観察において、１００μｍ×１００μｍ領域においてマルテンサイト相が占有する面積率を意味している。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
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、１１５０℃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、冷却速度４０℃／ｓ以上で２００℃以下に冷却する。
【００３８】
スラブは１１５０℃以上で６０分以上加熱する。加熱温度が１１５０℃に満たない場合、或いは、加熱時間が６０分未満の場合は、スラブ内に温度分布が生じ、長さ方向、幅方向で圧延温度差が生じ、寸法精度や鋼中組織を不均一にし、工業生産に向かない。
【００３９】
仕上げ熱間圧延は、仕上げ熱間圧延機内を８７０℃以上１０２０℃以下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オーステナイト粒径も大きくなり、２μｍ以下のマルテンサイトが得られなくなる。また、８７０℃以下では、圧延中にフェライト相が生じるため、均一かつ微細なオーステナイト組織が得られず、そのため局所的にマルテンサイト粒径が２μｍを超えるものが生じてしまう。また、熱間圧延後の冷却速度が４０℃／ｓ未満の場合、マルテンサイト変態量を確保しがたく、また確保できた場合でも、冷却中のオーステナイト結晶粒の成長により変態生成するマルテンサイトの粒径が２μｍを超える。そのため、４０℃／ｓ以上が必要である。冷却終了温度が２００℃を超える場合、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、１１５０℃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％以上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ため、再結晶により生成するオーステナイト粒径も不均一となる。したがって、オーステナイト粒より変態生成するマルテンサイトの粒径が十分に小さくならず、十分な伸びフランジ性が得られない。
【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するため、フェライト粒径が粗大化し、同時にオーステナイト粒も成長するため、２μｍ以下のマルテンサイト粒径が得られない。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、フェライト結晶粒の成長と同時にオーステナイト粒も成長するため、所望とするマルテンサ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相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、溶融亜鉛めっき処理を施す方法、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、１１５０℃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、１１５０℃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％以上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、あるいはそれ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未満に達しない場合や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、１１５０℃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、１１５０℃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％以上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１１５０℃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。こうして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、降伏強さ及び引張り強さは、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。また、２００ｍｍ角の試験片を切り出し、穴径２５ｍｍの穴に対し、平底円筒パンチ（直径１００ｍｍ）を用いた穴広げ試験を行い、伸びフランジ性を評価した。伸びフランジ性は、（穴縁に割れが生じた時の穴径−初期の穴径）÷初期の穴径で定義される穴広げ率λで評価し、λが５０％を超える場合を合格とした。
【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、マルテンサイト粒径が２μｍ超となり、ＢＨ量が低く、耐衝突特性、伸びフランジ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とともにマルテンサイト粒径が２μｍを超え、耐衝突特性、伸びフランジ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、マルテンサイト面積率は確保されるもののマルテンサイト粒径を小さく出来ず、ＢＨ量が低く、耐衝突特性、伸びフランジ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、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、伸びフランジ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、微細なマルテンサイト粒と粗大なマルテンサイト粒を共存させ、最大のマルテンサイト粒径が２μｍを超える。そのため、ＢＨ量が低く、耐衝突特性、伸びフランジ性が劣っている。
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、伸びフランジ性は良好であるが、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、マルテンサイト粒径が大きくなり、ＢＨ量が低く、耐衝突特性、伸びフランジ性が劣っている。
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、不均一な組織になるため、最大のマルテンサイト粒径が２μｍを超え、ＢＨ量が低く、耐衝突特性、伸びフランジ性が劣っている。
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】
0003887235.tif 000008
【００６７】
【表２】
0003887235.tif 000009
【００６８】
【表３】
0003887235.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】
以上説明したように、本発明によればプレス成形時の優れた伸びフランジ性とプレス成形時の優れた塗装焼付け硬化性及び耐衝突特性に優れた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もつ。