JP2006274378A - 高降伏比高強度冷延鋼板と高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 ７８０ＭＰａ以上の引張最高強度、高降伏比及び自動車車体骨格部に適合し得る溶接性と延性を兼ね備えた高降伏比高強度冷延鋼板と高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法を提供する。
【解決手段】 本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２８％超〜０．０４４％未満、Ｓｉ：０．８％未満、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１３％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０００１〜０．００８％、Ｔｉ：０．０１２％〜０．０２９％、Ｎｂ：０．０２９〜０．０４２％、Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０００８〜０．００３８％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる。
【選択図】 なし

Description

本発明は、高降伏比を有しかつ延性に優れ、しかも、自動車、建材、家庭用電気機器等に用いて好適な高降伏比高強度冷延鋼板と高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法に関するものである。

近年、特に自動車の車体において燃費の向上や耐久性の向上を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突時の安全性やキャビンスペースの拡大という市場ニーズに答えるために、引張強さにして７８０ＭＰａ級以上の鋼板が、車体骨格用部材やレインフォースなどの部材に使用されつつある。
車体骨格用の鋼板として、まず重要な性能はスポット溶接性である。車体骨格部材は衝突時に衝撃を吸収することによって、搭乗者を保護する役割を担っている。したがって、スポット溶接部の強度が十分でないと、衝突時に破断し、十分な衝突エネルギー吸収性能を得ることができない。
従来、溶接性を考慮した高強度鋼板が提案され、実用化されている（例えば、特許文献１、２参照）。

車体骨格用の高強度鋼板として、次に重要な性能は降伏強度、すなわち降伏比が高いことである。
降伏比が高い材料は、衝突の際のエネルギー吸収能に優れている。高い降伏比を得るためには組織をベイナイト化することが有用であり、ベイナイト組織を主相とする鋼板及びその製造方法が提案されている（例えば、特許文献３参照）。
高強度鋼板が熱延鋼板の場合は、析出強化を有効に活用することができるため、高降伏比と良延性とを両立させることは、それほど困難ではない（例えば、特許文献４参照）。
一方、高強度鋼板が冷延鋼板の場合は、析出によって高強度化することは難しく、高降伏比と良延性とを両立させることは、非常に困難である。

車体骨格用の鋼板として、最後に重要な性能は鋼板の加工性、すなわち、延性、曲げ性、伸びフランジ性等である。
例えば、穴拡げ性については、主相をベイナイトとして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し性成形性についても、第２相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を有する鋼が提案されている（例えば、非特許文献１参照）。
さらには、Ｍｓ温度以下にてオーステンパ処理を施すことで、体積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、「引張り強度」と「穴拡率」の積が最大となることも提案されている。

また、高強度材の高延性化を図るためには、複合組織を積極的に活用することが一般的である。しかし、第２相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合、穴拡げ性が著しく低下してしまうという問題があり、そこで、主相をフェライト、第２相をマルテンサイトとし、両者の硬度差を減少させることで穴拡げ率を向上させた高強度鋼材が提案されている（例えば、非特許文献２参照）。
また、穴拡げ性と延性の双方の特性に優れた鋼板も提案されている（例えば、特許文献５参照）。
特開２００３−１９３１９４号公報 特開２０００−８０４４０号公報 特開２００１−３５５０４３号公報 特開２００２−３２２５３９号公報 特開２００１−３６６０４３号公報 杉本公一、日本鉄鋼協会講演論文集 材料とプロセス 第１３９回春季講演大会、社団法人日本鉄鋼協会、第１３巻、第３号、２０００年３月１日発行、３９５−３９８頁 中村展之等、日本鉄鋼協会講演論文集 材料とプロセス 第１３９回春季講演大会、社団法人日本鉄鋼協会、第１３巻、第３号、２０００年３月１日発行、３９１−３９４頁

ところで、従来の車体骨格用として有用な７８０ＭＰａ級の引張強度を有する鋼板、特に、高い降伏比と良好な延性とを両立させ、さらにスポット溶接性の良好な冷延鋼板については、十分な検討がなされてきたとは言い難く、特に０．７０以上という高い降伏比を有し、かつ良延性を確保した冷延鋼板については、未だに提案がなされておらず、自動車車体への適用、すなわち自動車の軽量化に対する障害になっていた。

本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、７８０ＭＰａ以上の引張最高強度を有し、降伏比が高く、かつ自動車車体骨格部に適合し得る溶接性と延性を兼ね備えた高降伏比高強度冷延鋼板と高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法を提供することを目的とする。

本発明者等は、鋭意検討した結果、車体骨格用部材に適合する鋼板として高降伏比と高延性とを両立させ、さらに、優れた溶接性を確保するためには、Ｃの含有量が極めて重要であり、Ｃの含有量が０．０４４％を越えてはならないことを見出した。
また、降伏比については、衝突エネルギーを吸収するという観点では、高い方が有利であるが、あまり高すぎるとプレス成形時の形状凍結性が劣化するので、０．８３未満とすることが実用上重要であり、これを確保するためにＣと共に重要な役割を担う元素がＮｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｂの４元素で、特にＴｉ、Ｎｂの添加量を狭い範囲で厳密に管理することが非常に重要であり、これによって、高降伏比かつ良延性を確保できることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．０２８％超〜０．０４４％未満、Ｓｉ：０．８％未満、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１３％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０００１〜０．００８％、Ｔｉ：０．０１２％〜０．０２９％、Ｎｂ：０．０２９〜０．０４２％、Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０００８〜０．００３８％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする高降伏比高強度冷延鋼板。

（２） さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．８％を含有してなることを特徴とする上記（１）に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。

（３） さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．００１〜２．０％の群から選択された１種または２種を含有してな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強度冷延鋼板。

（４） さらに、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％、Ｗ：０．０１〜０．３％の群から選択された１種または２種を含有してなることを特徴とする上記（１）、（２）または（３）に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。

（５） さらに、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有してなることを特徴とする上記（１）ないし（４）のいずれかに記載の高降伏比高強度冷延鋼板。

（６） さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｙ、Ｃｅの群から選択された１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有してなることを特徴とする上記（１）ないし（５）のいずれかに記載の高降伏比高強度冷延鋼板。

（７） さらに、質量％で、希土類元素のうちＬａ、Ｙ及びＣｅを除いた元素を１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有してなることを特徴とする上記（１）ないし（６）のいずれかに記載の高降伏比高強度冷延鋼板。

（８） 降伏比が０．７０超〜０．８３未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上〜９００ＭＰａ未満であることを特徴とする上記（１）ないし（７）のいずれかに記載の高降伏比高強度冷延鋼板。

（９） 前記鋼板の金属組織中に、アスペクト比が３以上の圧延方向に伸びた結晶粒、粒径が３μｍ未満の結晶粒、粒径が３μｍ未満でありアスペクト比が３以上の圧延方向に伸びた結晶粒、のいずれかを２０〜８０％の面積率にて含有してなることを特徴とする上記（１）ないし（８）のいずれかに記載の高降伏比高強度冷延鋼板。

（１０） 上記（１）ないし（９）のいずれかに記載の高降伏比高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（１１） 上記（１０）に記載の高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理が施されていることを特徴とする高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（１２） 上記（１）ないし（７）のいずれかに記載の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１１３０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、７５０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率３５〜８５％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７４０℃以上９５０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施すことを特徴とする高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。

（１３） 前記連続焼鈍を施した後、１００〜５５０℃の温度範囲にて６０秒以上保持する熱処理を施すことを特徴とする上記（１２）に記載の高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。

（１４） 前記熱処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施すことを特徴とする上記（１３）に記載の高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。

（１５） 上記（１）ないし（７）のいずれかに記載の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１１３０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、７５０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率３５〜８５％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７４０℃以上９５０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施し、次いで、亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から前記亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲に冷却し、その後、亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（１６） 高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施してなる高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、上記（１５）に記載の亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０℃以上の温度にて合金化処理を施すことを特徴とする高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（１７） 前記合金化処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施すことを特徴とする上記（１６）に記載の高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明の高降伏比高強度冷延鋼板によれば、質量％で、Ｃ：０．０２８％超〜０．０４４％未満、Ｓｉ：０．８％未満、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１３％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０００１〜０．００８％、Ｔｉ：０．０１２％〜０．０２９％、Ｎｂ：０．０２９〜０．０４２％、Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０００８〜０．００３８％を含有し、残部を鉄および不可避不純物とすることで、降伏比が０．７０超〜０．８３未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上〜９００ＭＰａ未満となり、延性が良好でありかつ引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ級の高降伏比高強度冷延鋼板を提供することができる。

本発明の溶接性と延性を兼ね備えた高降伏比高強度冷延鋼板と高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法の最良の形態について説明する。ここでは、延性が良好でありかつ引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ級の高降伏比高強度冷延鋼板を例に取り説明する。
なお、この形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。

本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２８％超〜０．０４４％未満、Ｓｉ：０．８％未満、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１３％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０００１〜０．００８％、Ｔｉ：０．０１２％〜０．０２９％、Ｎｂ：０．０２９〜０．０４２％、Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０００８〜０．００３８％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなるものである。

ここで、鋼の組成を上記の様に限定した理由について説明する。
Ｃの含有量を０．０２８質量％超〜０．０４４質量％未満と限定したのは、Ｃが高強度化に有効な元素であるので０．０２８％超の添加が必要だからである。一方、０．０４４質量％以上となると、高降伏比と良延性とを両立させることが困難で、自動車の車体骨格用部品の成形時に不具合が生じたり、鋼板製造時に生産性が劣化したりする場合がある。
Ｃの含有量の好ましい範囲は、０．０３２質量％以上〜０．０４０質量％未満である。

Ｓｉの含有量を０．８質量％未満と限定したのは、Ｓｉは安価に強度を高めるのに有効であるため必要に応じて添加するのが好ましく、高強度鋼板の延性を高めるのにも効果があるからである。Ｓｉの含有量は０．２５質量％以上が好ましい。また、比較的粗大な炭化物の生成を抑制することで穴拡げ性を向上させるが、多量の添加は降伏比を下げる他、めっき性や合金化反応性を劣化させ、溶接性にも悪影響を及ぼすので、０．８質量％未満を上限とする。Ｓｉの含有量のより好ましい範囲は、０．３０質量％超〜０．６５質量％である。

Ｍｎの含有量を１．９〜２．３質量％と限定したのは、Ｍｎは、変態組織強化によって高強度化を図るのに有効で、例えば、フェライト変態を抑制し、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトとすることで均一組織をもたらす他、強度低下及び穴拡げ性劣化の一因である炭化物析出やパーライト生成を抑制し、あた、降伏比を高めるのにも有効であるので、１．９質量％以上添加する必要がある。なお、１．９質量％未満では、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂとの複合添加によってＣが低含有量でありながら高い降伏比と良好な延性とを両立させることができない。一方、Ｍｎの過剰な添加は、溶接性を劣化させる他、多量のマルテンサイト生成を促進し、降伏比が低下したり、偏析などによって延性や穴拡げ性の著しい低下を招く等の虞があるので、２．３質量％を上限とする。
Ｍｎの含有量のより好ましい範囲は、２．０質量％〜２．３質量％である。

Ｐの含有量を０．００１〜０．０３５質量％と限定したのは、Ｐは、強化元素であるが、過剰な添加は穴広げ性や曲げ性、さらには溶接部の接合強度や疲労強度を劣化させるので、上限を０．０３５質量％とする。一方、Ｐの極低含有量化は経済的にも不利であることから０．００１質量％を下限とする。Ｐの含有量のより好ましい範囲は０．００５〜０．０１３質量％である。

Ｓの含有量を０．０００１〜０．０１３質量％と限定したのは、Ｓの極低含有量化は経済的に不利であることから、０．０００１質量％を下限とし、一方、０．０１３質量％を超える量の添加では、鋼板の穴拡げ性や曲げ性、さらには溶接部の接合強度や疲労強度に悪影響を及ぼすため、０．０１３質量％を上限とする。この上限値のより好ましい値は０．００５質量％である。

Ａｌの含有量を０．１質量％以下と限定したのは、Ａｌは脱酸元素として有効であるが、過剰に添加すると粗大なＡｌ系の介在物、例えばアルミナのクラスタを形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる虞があるので、０．１質量％を上限とした。また、下限は特に限定しないが、脱酸をＡｌによって行い、さらに残存するＡｌ量を０．００３質量％以下とするのは困難であるので、０．００３質量％が実質的な下限である。なお、脱酸をＡｌ以外の元素で行ったり、Ａｌ以外の元素を併用したりする場合には、この限りではない。

Ｎの含有量を０．０００１〜０．００８質量％と限定したのは、Ｎは高強度化や焼付き硬化性（ＢＨ性）を付与するのには効果的であるが、含有量が多すぎると粗大な結晶粒子を形成し曲げ性や穴拡げ性を劣化させるので、０．００８質量％を上限とする。一方、０．０００１質量％未満は、技術的に極めて困難なのでこれを下限とする。Ｎの含有量のより好ましい範囲は、０．００１０〜０．００４０質量％である。

Ｔｉ：０．０１２質量％〜０．０２９質量％
Ｎｂ：０．０２９〜０．０４２質量％
Ｍｏ：０．０５〜０．２５質量％
Ｂ ：０．０００８〜０．００３８質量％
これら４種類の元素は本発明において重要な元素であり、これら４種類の元素の含有量を上記のように狭い範囲に限定した理由は、これら４種類の元素を同時に添加することによって、高降伏比が得られ、かつ車体骨格部品に成形加工するのに必要な延性を初めて確保できることが明らかとなったからである。

さらに、ＳｉやＭｎの添加は溶接性を劣化させることが知られているが、これら４種類の元素を所定の量、ＳｉやＭｎと同時に添加することで良好な溶接性を確保できることも見出した。このような複合添加によって上記のような効果が発現することについては、本発明者らが溶接性と延性、さらには高降伏比とを兼備した鋼を創出するとの課題のもとに種々の鋼について鋭意検討した結果、初めて見出されたものであり、これら４種類の元素のそれぞれの含有量も、このような観点から決定されたものである。

これら４種類の元素の含有量が上記の範囲から外れては、十分な効果を得ることが出来ない。これら４種類の元素のそれぞれの含有量のより好ましい範囲は、以下のとおりである。
Ｔｉ：０．０１６質量％〜０．０２５質量％
Ｎｂ：０．０３３質量％〜０．０４０質量％
Ｍｏ：０．０８質量％〜０．１９質量％
Ｂ ：０．００１６質量％〜０．００２５質量％。

本発明の鋼板の降伏比（ＹＲ）は、０．７０超〜０．８３未満である。
降伏比（ＹＲ）が０．７０以下では、十分な衝突安全性を確保できない場合があるからである。一方、０．８３以上では、成形時の形状凍結性が劣化し、また、延性の確保も困難となるので、上限を０．８３未満とする。この降伏比（ＹＲ）のより好ましい範囲は０．７２〜０．７９、さらに好ましい範囲は０．７３〜０．７７である。
なお、降伏比は、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０１「金属材料引張試験片」に規定された圧延方向と垂直方向を引張方向とする引張試験片により評価する。

本発明の鋼板の延性は板厚によって変化する。ここでは、鋼板の延性を次のように規定する。１．２ｍｍ厚未満では１４％以上、１．２〜１．４ｍｍ厚では１５％以上、１．４ｍｍ厚超では１６％以上とする。

本発明の鋼板のミクロ組織は、本発明において重要である。すなわち、鋼板の金属組織中に、アスペクト比が３以上の圧延方向に伸びた結晶粒、粒径が３μｍ未満の結晶粒、粒径が３μｍ未満でありアスペクト比が３以上の圧延方向に伸びた結晶粒、のいずれかを２０〜８０％の面積率にて含有する必要がある。これらの組織は冷延後の７００℃までの加熱時にフェライトをできるだけ再結晶させない、すなわち未再結晶組織をできるだけ多く残存させた上で、その後のα＋γ域またはγ域での熱処理を行う必要がある。

これら組織の面積率が８０％を超えると、延性が極端に低下するので、８０％が上限である。この面積率の好ましい範囲は６０％以下である。この組織は、圧延方向に平行で板面と垂直な断面をナイタールによりエッチングし、１０００倍の写真を任意に１０視野以上撮影し、画像解析などの手法により確認することができる。なお、アスペクト比は、上記の断面において「圧延方向の長さ／板厚方向の長さ」で定義され、また、粒径は、結晶粒の最長径を採用する。
ここで、上記の結晶粒の相は、特に限定しないが、主としてフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトの他、これらに炭化物等の析出物を含有するもので構成される。

その他の組織的な限定は、特に設けないが、高い降伏比と良好な延性を得るには、主相としてベイナイトまたはベイニティックフェライトが好適であり、面積率で１０％以上が好ましい。ここで、上記のベイナイトには、ラス境界に炭化物が生成している上部ベイナイト、ラス内に微細炭化物が生成している下部ベイナイト、の双方を含む。また、ベイニティックフェライトは炭化物のないベイナイトを意味し、例えば、アシキュラーフェライトがその一例である。穴拡げ性や曲げ性の向上には、炭化物が微細分散している下部ベイナイトもしくは炭化物の無いベイニティックフェライトやフェライトが主相で、面積率が２５％を超えることが望ましい。

本発明の鋼板のスポット溶接性の特徴は、散り発生領域となる溶接電流であっても散り発生直前の溶接電流で溶接した際の十字型引張試験による引張荷重（ＣＴＳ）に比較して、ＣＴＳの劣化代が小さいことである。
すなわち、通常の鋼板では、散り発生を伴う溶接を行うと、ＣＴＳが大きく低下したり、あるいはＣＴＳのばらつきが大きくなったりするのに対し、本発明の鋼板では、ＣＴＳの低下率やばらつきが小さい。

上記の散り発生領域での溶接電流値としては、散り発生直前の電流値（ＣＥ）に１．５ｋＡを加えた電流値とする。例えば、溶接電流をＣＥ（ｋＡ）とする溶接を５回行ったときのＣＴＳの平均値を１としたとき、溶接電流を（ＣＥ＋１．５）ｋＡとする試験を５回行ったときのＣＴＳの最低値は０．７以上となる。
このＣＴＳの最低値の好ましい値は０．８以上、さらに好ましい値は０．９以上である。
なお、ＣＴＳは、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ３１３７「抵抗スポット及びプロジェクション溶接継手の十字引張試験片寸法及び試験方法」に規定された方法に準拠して評価する。

本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％〜０．８％を含有してなることが好ましい。
Ｃｒは、高強度化に有効であるほか、炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成を通じて曲げ性や穴拡げ性を向上させる。また、高強度化に対する効果の割には溶接性の劣化が小さい元素でもあるので、必要に応じて添加するのが好ましい。
含有量が０．０１質量％未満では、顕著な効果が得られないので、０．０１質量％を下限とし、一方、含有量が０．８質量％を超えると、コストアップとなるだけでなく、加工性やめっき性に悪影響を及ぼすため、０．８質量％を上限とした。この含有量の好ましい範囲は、０．２質量％〜０．５質量％である。

本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．００１〜２．０％の群から選択された１種または２種を含有してなることが好ましい。
本発明の鋼板でＣｕ、Ｎｉを添加する目的は、強度−穴拡げ性バランスに悪影響を与えずにめっき性を向上させることである。

Ｎｉは、めっき性向上以外に焼き入れ性向上の目的もあるので、０．０１質量％以上含有することとし、一方、２．０質量％を超える量の添加では、合金コストの増加、加工性への悪影響、特にマルテンサイト生成に伴う硬度上昇等が発現する悪影響のため、２．０％を上限とする。
Ｃｕは、めっき性向上以外に強度向上の目的もあるので、０．００１質量％以上含有することとし、一方、２．０質量％を超える量の添加では、加工性やリサイクル性に悪影響を及ぼすからである。

本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％、Ｗ：０．０１〜０．３％の群から選択された１種または２種を含有してなることが好ましい。
Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度−穴拡げ性（および曲げ性）の良好なバランスのため、含有量の下限を０．０１質量％とした。一方、１％を越えた場合、強度−穴拡げ性（および曲げ性）のバランスが飽和してしまい、また、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、１質量％以下が好ましい。
Ｗは、０．０１質量％以上で強化効果が現れる。ここで、０．３質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすからである。

本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有してもよい。
これらＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖは強炭化物形成元素であるから、これらを合計で０．００１％以上含有することにより、強度と穴拡げ性とのバランスのさらなる向上を図ることが可能である。
一方、これらの添加は、延性や熱間加工性の劣化を招くことから、これらの含有量の合計の上限を１質量％とする。

本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｙ、Ｃｅの群から選択された１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有してもよい。
これらＣａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｙ、Ｃｅは、適量添加により介在物制御、特に微細分散化に寄与することから、これらの１種または２種以上の含有量を合計で０．０００１質量％以上とした。一方、過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため、０．５質量％を上限とした。

本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、希土類元素のうちＬａ、Ｙ及びＣｅを除いた元素、すなわち、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの群から選択された１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有してもよい。
これらＬａ、Ｙ、Ｃｅ以外の希土類元素（ＲＥＭ）も適量添加することにより、介在物制御、特に微細分散化に寄与することから、含有量の下限を０．０００１質量％とした。一方、過剰添加はコストアップを伴うほか、鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため、含有量の上限を０．５質量％とした。

本発明の高降伏比高強度冷延鋼板では、不可避不純物として、例えば、Ｓｎ、Ｓｂ等があるが、これら元素を合計で０．２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。
本発明の高降伏比高強度冷延鋼板では、Ｏは特に限定しないが、適量を含有すると曲げ性や穴拡げ性を改善する効果がある。一方、多すぎると逆にこれらの特性を劣化させる。したがって、Ｏの含有量は０．０００５質量％〜０．００４質量％の範囲とするのが好ましい。

この高降伏比高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施せば、高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板となる。
また、この高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施せば、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板となる。
これらの鋼板の製造方法については、後述する。

次に、本発明の高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
この製造方法は、本発明の高降伏比高強度冷延鋼板の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１１３０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、７５０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率３５〜８５％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７４０℃以上９５０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施す製造方法である。

上記の連続焼鈍を施した後、１００〜５５０℃の温度範囲にて６０秒以上保持する熱処理を施してもよい。
また、上記の熱処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施してもよい。

成分調整は、通常の高炉−転炉法のほか電気炉等で行っても良い。
鋳造法も特に限定するものではなく、通常の連続鋳造法、インゴット法、薄スラブ鋳造法等により製造すればよい。
鋳造スラブを一旦冷却し再加熱してから熱間圧延を施しても良いし、冷却せずに直接熱間圧延を行っても良い。ここで、鋳造スラブの温度が１１３０℃未満となった場合には、再度加熱して１１３０℃以上とする。
鋳造スラブの温度が１１３０℃未満では、偏析などの影響で製品の曲げ性や穴拡げ性が劣化するので、１１３０℃を下限とする。この鋳造スラブの好ましい温度は１１５０℃以上、より好ましい温度は１２１０℃以上である。

この熱間圧延の最終仕上げ温度はＡｒ３変態温度以上とする。本発明の鋼板のＡｒ３変態点は６５０℃以下である。この最終仕上げ温度がＡｒ３変態温度より低くなると、熱間圧延された鋼板に圧延方向に展伸したフェライト粒が生成し、鋼板の延性や曲げ性が劣化するので好ましくない。
熱間圧延後は７５０℃以下で取り出し、巻き取る。この温度が７５０℃より高くなると、得られた熱間圧延鋼板の金属組織中にフェライトやパーライトが多量に生成するため、最終製品の組織が不均一となり、曲げ性や穴拡げ性が低下する。
この取り出し温度、すなわち、巻き取り温度は、６５０℃以下が好ましく、６００℃以下であればより好ましい。
下限は特に定めないが、室温以下とするのは困難であるため、室温を下限とすることが好ましい。

なお、粗圧延バー同士を接合して連続的に仕上げの熱間圧延を行っても良い。この際に粗圧延バーを一旦巻き取っても構わない。
このようにして製造した熱間圧延鋼板に必要に応じて酸洗、スキンパス圧延を行っても良い。また、スキンパス圧延では、形状矯正、強度調整等のため４.０％まで圧延を行っても良い。ここでは、４．０％を超えるとスキンパス圧延機の負荷が大きくなるので、４．０％を圧延の上限とする。また、圧延率が０．１％未満では、スキンパス圧延の効果が小さく、制御も困難なので、０．１％を下限とする。スキンパス圧延はインラインで行っても良く、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパス圧延を行っても良く、数回に分けて行っても構わない。

このようにして得られた熱間圧延鋼板に圧下率３５〜８５％の冷間圧延を施す。
酸洗した熱間圧延鋼板を圧下率３５〜８５％で冷間圧延し、連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインに通板する。ここで、冷間圧延の圧下率が３５％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。一方、冷間圧延の圧下率を８５％以上とすると、冷間圧延の荷重が非常に大きくなり、生産性を阻害する。この冷間圧延の圧下率の好ましい範囲は４０〜７０％である。

連続焼鈍ラインを通板する場合の最高加熱温度は、７４０〜９５０℃である。７４０℃未満では、α→γ変態が生じないか、またはわずかしか生じないので、最終組織における変態組織分率が小さすぎることとなり、十分な強度を得ることができない。よって、７４０℃を最高加熱温度の下限とする。一方、最高加熱温度を９５０℃より高くすると、鋼板の形状が劣悪となるなどのトラブルを誘発するので、９５０℃を最高加熱温度の上限とする。

この最高加熱温度を通過するのに要する時間は特に限定しないが、鋼板の温度を均一化するためには、１秒以上が必要である。しかし、１０分超では、粒界における酸化相生成が促進されるうえ、降伏比（ＹＲ）の制御が困難になったりする。さらに、コストの上昇を招いたりもする。

この連続焼鈍ラインの通板後、必要に応じて１００〜５５０℃の範囲で６０秒以上保持する熱処理を施しても良い。この熱処理によって、伸びや曲げ性が向上する場合がある。
この熱処理の温度は、１００℃未満では熱処理の効果が小さく、一方、５５０℃を超えると、粗大な析出物の生成によりむしろ曲げ性が劣化する場合がある。また、経済的にも不利となるので、５５０℃を上限とする。
この熱処理の好ましい温度範囲は、２００〜４５０℃の範囲である。

この熱処理終了後、スキンパス圧延を施してもよい。
熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、上記と同じ理由により０．１％以上とする。降伏比を高め、延性を良好に保つには、圧下率を０．７％以上〜２．０％以下の範囲にすることが好ましい。熱処理の後、各種めっきを施しても構わない。

次に、本発明の高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
この製造方法は、本発明の高降伏比高強度冷延鋼板の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１１３０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、７５０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率３５〜８５％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７４０℃以上９５０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施し、次いで、亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から前記亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲に冷却し、その後、亜鉛めっき浴に浸漬する方法である。

上記の亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０℃以上の温度にて合金化処理を施してもよい。
また、上記の合金化処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施してもよい。

冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっきラインを通板する場合の最高到達温度も、上述した連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、７４０〜９５０℃とする。いわゆる無酸化炉（ＮＯＦ）−還元炉（ＲＦ）からなる溶融亜鉛めっきラインの場合には、無酸化炉での空気比を０．９〜１．２とすることにより、鉄の酸化を促し、続く還元処理により、表面に生じた鉄酸化物を還元して金属鉄とすることにより、めっき性や合金化反応性を向上させることができる。

また、無酸化炉（ＮＯＦ）の無いタイプの溶融亜鉛めっきラインでは、露点を−２０℃以上とすることが、めっき性や合金化反応性に有利である。
最高加熱温度到達後のめっき浴浸漬前の冷却終点温度は、亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から前記亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲、すなわち、「亜鉛めっき浴温度−４０」℃〜「亜鉛めっき浴温度＋５０」℃とする。
この冷却終点温度が「亜鉛めっき浴温度−４０」℃より低くなると、降伏比が０．７０を下回る場合があるばかりでなく、めっき浴浸入時の抜熱が大きいことなどの操業上の問題もある。また、冷却終点温度が「亜鉛めっき浴温度＋５０」℃より高くなると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。亜鉛めっき浴は、必要に応じて亜鉛以外の元素を含有しても構わない。

この溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施してもよい。
合金化処理を行う場合には、４６０℃以上で行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化の進行が遅く、生産性が悪くなる。この合金化処理温度の上限は特に限定しないが、６２０℃より高くなると、パーライト変態を生ずる場合があり、降伏比が低下したり、曲げ性や穴拡げ性が劣化したりするので、６２０℃が実質的な上限である。
また、上記の溶融亜鉛めっき鋼板に０．１％以上のスキンパス圧延を施してもよい。降伏比を高め、延性を良好に保つには、０．７％以上〜２．０％以下のスキンパス圧延を施すことが好ましい。

本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、溶接性にも優れている。溶接方法については、上述の通りスポット溶接に対して特に優れた特性を示す他、通常行われる溶接方法、たとえばアーク溶接、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、マッシュ溶接、レーザー溶接等の溶接方法にも適合する。また、テーラードブランクにも適している。
本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、ホットプレスにも適合する。すなわち、本鋼板を６００℃以上の温度に加熱後、プレス成形することによって降伏比の高い成形品を得ることができ、その後の溶接性にも優れている。
また、本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は耐水素脆性にも優れている。

次に、本発明の鋼板を実施例及び比較例にて説明する。
「実験例１」
転炉により、表１に示す様々な組成の鋼スラブを溶製し、次いで、これらの鋼スラブを１２４０℃に加熱し、Ａｒ３変態温度以上である約９００℃にて熱間圧延を完了し、その後、５５０℃まで冷却して厚さ２．８ｍｍの鋼帯とし、巻き取り装置を用いて所定の巻き取り速度にて巻き取った。
次いで、これらの鋼帯を酸洗後、冷間圧延によって板厚を１．２ｍｍとし、引き続き表２に示す条件にて熱処理を行った。
この熱処理では、表２に示す最高到達温度（最高加熱温度）にて９０秒間保持し、次いで、（最高到達温度−１３０）℃まで５℃／秒の冷却速度にて冷却した。その後、続く付加的な熱処理温度までは４０℃／秒の冷却速度にて冷却し、この付加的な熱処理を約３５０秒間行った。

この熱処理の後、圧下率が０．４％のスキンパス圧延を施した。これらの鋼板から日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０１「金属材料引張試験片」に準拠して引張り試験片を採取し、圧延方向に対して直角方向の引張特性を測定した。
ここでは、引張特性として、引張最高強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、降伏比（ＹＲ）の３点を評価した。なお、表中、「Ｅｌ」は全伸びである。
次いで、スキンパス圧延を施した鋼板に対してスポット溶接を実施した。

スポット溶接は次の条件で行った。
電極（ドーム型）：先端径６ｍｍφ
加圧力：４．３ｋＮ
溶接電流：散り発生直前の電流（ＣＥ）および（ＣＥ＋１．５）ｋＡ
溶接時間：１５サイクル
保持時間：１０サイクル

溶接後、スポット溶接の評価を行うために、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ３１３７「抵抗スポット及びプロジェクション溶接継手の十字引張試験片寸法及び試験方法」に準拠して十字型引張試験を行った。
ここでは、溶接電流をＣＥとする溶接を１０回行ったときのＣＴＳの最低値を１としたとき、溶接電流を散り発生領域である（ＣＥ＋１．５）ｋＡとする溶接を１０回行ったときのＣＴＳの最低値が０．８５未満を「×」、０．８５以上０．９５未満を「○」、０．９５以上を「◎」とした。

また、曲げ性の評価については、圧延方向と垂直方向の長さが１００ｍｍ、圧延方向の長さが３０ｍｍの矩形状の試験片を採取し、この試験片の長手方向を９０°曲げた時に割れが発生する限界曲げ半径を測定することによって評価した。
すなわち、ポンチ先端部の曲率半径を０．５ｍｍから５．０ｍｍまで０．５ｍｍ間隔にて曲げ試験を行い、割れ発生のない最小曲げ半径を「限界曲げ半径」とした。
これらの試験結果を表２に示す。

これらの評価結果によれば、本発明の鋼板は、高降伏比でありながら良好な延性を有し、かつ溶接性と曲げ性にも優れていることが分かった。

「実験例２」
表１に示す様々な組成の鋼スラブに対して「実験例１」と同様にして冷間圧延まで行い、連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて熱処理と溶融亜鉛めっきを施した。
熱処理は、加熱速度１５℃／秒にて７００℃まで昇温させ、次いで、約１００秒間で最高到達温度まで昇温させた。このとき、最高到達温度（最高加熱温度）を表３に示す様に種々変化させた。その後、１℃／秒の冷却速度で「最高到達温度−３０」℃まで冷却し、次いで、９０秒間で４６０℃まで冷却した。

これらの鋼板を、引き続きめっき槽（浴組成：０．１１％Ａｌ−Ｚｎ、浴温：４５５℃）に浸漬し、鋼板の表面に亜鉛めっき膜を形成した。その後、３０℃／秒の昇温速度で５３０℃〜５７０℃まで加熱し、合金化処理を施した。その後、室温（２５℃）まで冷却した。
めっきの目付け量は両面とも約５５ｇ／ｍ^２とした。また、スキンパス圧延における圧下率は０．８％とした。

次いで、これらの鋼板から日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０１「金属材料引張試験片」に準拠して引張り試験片を採取し、圧延方向に対して直角方向の引張特性を測定した。各鋼板の引張特性、めっき性、合金化反応性、スポット溶接性を表３に示す。スポット溶接性の評価は実験例１と同様に行い、めっき性、合金化反応性はそれぞれ以下のようにして評価した。
「めっき性」
○：不めっきなし
△：不めっき若干あり
×：不めっき多い
「合金化反応性」
○：表面外観に合金化ムラなし
△：表面外観に合金化ムラ若干あり
×：表面外観に合金化ムラ多い
これらの試験結果を表３に示す。

これらの評価結果によれば、本発明の鋼板は、比較例の鋼板と比べて降伏比、溶接性と強度とのバランスに優れていることが分かった。

「実験例３」
表１におけるＮｏ．１−１、１−２、４−１、４−２、６−１、６−２のそれぞれの鋼板について実験例２と同様にしてめっき槽への浸漬まで行った後、室温（２５℃）まで空冷した。めっきの目付け量は両面とも約５０ｇ／ｍ^２とした。また、スキンパス圧延の圧下率は０．７％とした。

これらの評価結果によれば、本発明の鋼板は、比較例の鋼板と比べて降伏比、溶接性と強度とのバランスに優れていることが分かった。

本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、降伏比を適切なレベルに制御することで、延性、曲げ性等が良好であり、かつ溶接性と強度とのバランスの良い鋼板としたものであるから、自動車車体骨格部用鋼板等の鋼材として広く利用が可能であり、その産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (17)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２８％超〜０．０４４％未満、Ｓｉ：０．８％未満、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１３％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０００１〜０．００８％、Ｔｉ：０．０１２％〜０．０２９％、Ｎｂ：０．０２９〜０．０４２％、Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０００８〜０．００３８％を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする高降伏比高強度冷延鋼板。
2. さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．８％を含有してなることを特徴とする請求項１記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
3. さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．００１〜２．０％の群から選択された１種または２種を含有してなることを特徴とする請求項１または２記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
4. さらに、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％、Ｗ：０．０１〜０．３％の群から選択された１種または２種を含有してなることを特徴とする請求項１、２または３記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
5. さらに、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有してなることを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
6. さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｙ、Ｃｅの群から選択された１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有してなることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
7. さらに、質量％で、希土類元素のうちＬａ、Ｙ及びＣｅを除いた元素を１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有してなることを特徴とする請求項１ないし６のいずれか１項記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
8. 降伏比が０．７０超〜０．８３未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上〜９００ＭＰａ未満であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれか１項記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
9. 前記鋼板の金属組織中に、アスペクト比が３以上の圧延方向に伸びた結晶粒、粒径が３μｍ未満の結晶粒、粒径が３μｍ未満でありアスペクト比が３以上の圧延方向に伸びた結晶粒、のいずれかを２０〜８０％の面積率にて含有してなることを特徴とする請求項１ないし８のいずれか１項記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
10. 請求項１ないし９のいずれか１項記載の高降伏比高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
11. 請求項１０記載の高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理が施されていることを特徴とする高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
12. 請求項１ないし７のいずれか１項記載の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１１３０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、７５０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率３５〜８５％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７４０℃以上９５０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施すことを特徴とする高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
13. 前記連続焼鈍を施した後、１００〜５５０℃の温度範囲にて６０秒以上保持する熱処理を施すことを特徴とする請求項１２記載の高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
14. 前記熱処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施すことを特徴とする請求項１３記載の高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
15. 請求項１ないし７のいずれか１項記載の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１１３０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、７５０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率３５〜８５％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７４０℃以上９５０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施し、次いで、亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から前記亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲に冷却し、その後、亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
16. 高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施してなる高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
    請求項１５記載の亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０℃以上の温度にて合金化処理を施すことを特徴とする高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
17. 前記合金化処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施すことを特徴とする請求項１６記載の高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。