JP2010156031A - 成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】メッキ性と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。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.07〜0.22％、Ｓｉ：0.005〜1.0％、Ｍｎ：1.5〜2.8％、Ｐ：0.001〜0.1％、Ｓ：0.001〜0.01％、Ｎ：0.0005〜0.01％、Ａｌ：0.02〜1.0％、Ｍｏ≦0.3％、Ｃｒ≦0.5％を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、ミクロ組織が、フェライトが面積率で20〜70％、残留オーステナイトが面積率で1〜5％以下、面積率で20％以上70％以下のマルテンサイトおよび残部がベイナイトであり、かつ下記（Ａ−１）（Ａ−２）（Ｂ）の式を満足する。
マルテンサイト分率≧0.07×[TS狙い値]-40・・・（Ａ−１）
フェライト分率≧（100-[マルテンサイト分率]）×0.8-20・・・（Ａ−２）
（0.0012×[TS狙い値]-0.29）/3＜[Al]+0.7[Si]＜1.4・・・（Ｂ）
【選択図】図１

Description

本発明は、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に関する。

近年では環境問題への意識が高まり、自動車業界では、燃費向上のため車体の軽量化がより重要となってきている。一方で衝突時の安全性を確保するため、車体強度を高める必要性も生じてきた。この車体軽量化と車体の安全性向上を両立するためには、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。

溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、従来の焼鈍工程では、除冷中にベイナイトが生成する。このため，例えば特許文献１に開示されているような、ベイナイトを主体としたフェライト、マルテンサイトを含む鋼板が従来から知られているが、必ずしも十分な成形性を有する溶融亜鉛メッキ高強度鋼板は実現していなかった。

また、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、特許文献２に開示されている。
しかし、通常のTRIP鋼板は，セメンタイト生成抑制のため多量のSi添加が必須であり、鋼板表面の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、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。

鋼板表面の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許文献３に開示されているが、この発明では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という問題点があった。

登録３８９５８６号公報 特開昭６１−１５７６２５号公報 特開２０００−３４５２８８号公報

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を課題とする。

まず、本発明の技術思想を説明する。
本発明の鋼板は、冷間圧延後に二相域もしくは単相域で熱処理した後冷却し、更にはベイナイト生成域より高い温度を保持することにより、ベイナイト分率が低く、かつ残留オーステナイトを含んだフェライト、マルテンサイトの複合組織鋼となっている。結果、延性が向上し、また、Siを低減することにより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。

また本発明者らは、成形性に優れた溶融亜鉛メッキ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、これまで以上の伸びが確保できる溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を工業的に製造できることを見出した。

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。
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 ：0.07〜0.22％、
Ｓｉ：0.005〜1.0％、
Ｍｎ：1.5〜2.8％、
Ｐ ：0.001〜0.1％、
Ｓ ：0.001〜0.01％、
Ｎ ：0.0005〜0.01％、
Ａｌ：0.02〜1.0％
を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、ミクロ組織が、フェライトが面積率で20〜70％、残留オーステナイトが面積率で１〜５％以下、面積率で20％以上70％以下のマルテンサイトおよび残部がベイナイトであり，かつフェライト分率とマルテンサイト分率が下記（Ａ−１）、（Ａ−２）を満たし、さらに下記（Ｂ）の式を満足することを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
マルテンサイト分率≧0.07×[TS狙い値]-40 ・・・（Ａ−１）
フェライト分率≧（100-[マルテンサイト分率]）×0.8-20・・・（Ａ−２）
各分率の単位は％，TS狙い値は鋼板の強度設計値で単位はMPa
（0.0012×[TS狙い値]-0.29）/3＜[Al]+0.7[Si]＜1.4・・・（Ｂ）
TS狙い値は鋼板の強度設計値で単位はMPa、[Al]はAlの質量%、[Si]はSiの質量%

（２） さらに、
Ｍｏ≦0.3％
Ｃｒ≦0.5％
の１種又は２種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溶融亜鉛めっき高強度鋼板。

（３）さらに
Ｃａ ：0.0005〜0.005％、
ＲＥＭ：0.0005〜0.005％、
B：0.0005〜0.002％
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）又は（２）に記載の成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。

（４） （１）乃至（３）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溶融亜鉛めっき高強度鋼板。

（５）（１）乃至（４）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、連続焼鈍工程においては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、（Ｄ）式を満たすＴ（℃）以上の温度まで冷却し、次いで調質圧延を施した成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
Ｘ≧(Ac3−500)／10^a・・・（Ｃ）
ａ＝0.6[C]＋1.4[Mn]＋1.3[Cr]＋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％、[Cr]はCrの質量％、[Mo]はMoの質量％
Ｔ≧750-270[C]-90[Mn]-70[Cr]-83[Mo]・・・（Ｄ）
[C]はCの質量％、[Mn]はMnの質量％、[Cr]はCrの質量％、[Mo]はMoの質量％

（６）（１）乃至（５）に記載の高強度鋼板の製造方法であって、請求項６に記載の冷却に引き続き，Ｔ（℃）以上の温度で保持時間ｔ（秒）が次式（Ｅ）を満たすことを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
ｔ≦300(-0.2[Si]-0.8[Al]+[Mn]+2[Mo])・・・（Ｅ）
ここに，tは保持時間で単位はｓ
[Si]はSiの質量％、[Al]はAlの質量％、[Mn]はMnの質量％、[Mo]はMoの質量％

従来の溶融亜鉛めっき高強度鋼板に比べて、本発明の鋼板では、伸び（El）が高い値を示した。

ＴＳ狙い値とマルテンサイト分率の関係を示すグラフである。 ＴＳ狙い値とフェライト分率の結果を示すグラフである。 ＳｉとＡｌのバランス関係を示すグラフである。 ＴＳ狙い値が980MPaの時のSi、Al％と亜鉛めっきぬれ性、ＴＳ達成の関係を示すグラフである。 Ｃが0.1%、Ｍｎが2％、Ac3が850℃の時のMo％と冷却速度Ｘの関係を示すグラフである。 C、Si、Mn、Cr、Moの量と冷却終了温度Ｔの関係を示すグラフである。 Ｓｉが0.1%、Ａｌが0.5％、Ｍｎが2%の時のMo％と冷却終了温度Ｔ度以上の温度での保持時間ｔの関係を示すグラフである。

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0.07％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、0.22％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、0.07〜0.22％とし、好ましくは、0.05〜0.15％である。

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1.5％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2.8％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、1.5〜2.8％とした。

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、1.0%を超える添加により、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、1.0％以下とし、さらに溶融亜鉛メッキ性を重視する場合には0.5％以下が好ましい。また鋼の強化として０．００５％以上必要とした。

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0.1%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。

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。

Alは、本発明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。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1.0%とした。下限を0.02％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。

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。

また本発明の鋼板は以下の元素を含有することができる。
Moは、焼入れ性を向上させる元素である。冷却速度が低い場合でもパーライト生成を回避するために、添加することが望ましい。しかし、添加量が多いと延性が不足し、成形性に劣るため0.3%以下にする必要がある。

Crは、焼入れ性を向上させる元素である。冷却速度が低い場合でもパーライト生成を回避するために、添加することが望ましい。しかし、添加量が多いと延性が不足し、成形性に劣るため0.5%以下にする必要がある。

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。VとTiは0.01%未満でNbは0.005%未満では強度が不足し、VとTiは0.1%超でNbは0.05%b超では伸びが劣化する。

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。0.0005%未満ではその効果が現れず、0.005%超ではその効果が飽和する。

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。0.0005%未満ではその効果が現れず、0.002%超ではその効果が飽和する。

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。

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。フェライト分率を高くすることで高い伸びを得ることが可能となる。一方で、強度の確保はマルテンサイトを活用する。ベイナイト分率が高いとフェライトとマルテンサイトの分率が減少するため、強度延性バランスが劣化する。従来の溶融亜鉛めっき鋼板の焼鈍工程では、ベイナイトの生成が不可避であった。今回、焼鈍工程の熱処理パターンを工夫することで、極力ベイナイト生成を回避することが可能となった。また、組織中にオーステナイトが残存すると、加工変態誘起により延性に優れるため、これを活用することとした。

強度確保のためにフェライト分率は70％以下、マルテンサイトは20％以上とする。伸びの確保のために、フェライト分率は20％以上、マルテンサイトは70％以下とする。残留オーステナイトは補助的に活用する。TRIP効果を得るために１％以上とする。ただし、充分なフェライトとマルテンサイト分率を得るために、残留オーステナイトは5％以下とする。

更に、目標ＴＳに応じて詳細に分率を決めた。下式に示すように強度を確保するためには（Ａ−１）を満たすマルテンサイト分率が必要となる。伸びを確保するためには、（Ａ−２）を満たすフェライト分率が必要となる。図１にＴＳ狙い値とマルテンサイト分率、図２にＴＳ狙い値とフェライト分率の結果を示す。実際のＴＳが狙いＴＳを超える値を示し、かつＴＳ×Ｅｌの値が１６０００以上である場合は○印で表している。実際のＴＳが狙いＴＳ以下の場合や、ＴＳ×Ｅｌの値が１６０００未満の場合は×印で表している。
マルテンサイト分率≧0.07×[TS狙い値]-40 ・・・（Ａ−１）
フェライト分率≧（100-[マルテンサイト分率]）×0.8-20・・・（Ａ−２）
各分率の単位は％、TS狙い値は鋼板の強度設計値で単位はMPa
各組織は鋼板の断面をナイタールエッチングとレペラーエッチングをした後、組織写真を撮影し，面積分率で求めた。

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500MPa以上では伸びが低下してくる。この改善のために、通常Si添加、Mn低減が多く用いられるが、前者は化成処理性やめっき密着性が劣化すること、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とSiの効果を見出し、式（Ｂ）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、優れた伸びも確保することを見出した。図３にＳｉとＡｌのバランス関係を、図４にはＴＳ狙い値が980MPaの時の成形限界とめっき濡れ性限界の結果を示す。

（0.0012×[TS狙い値]-0.29）/3＜[Al]+0.7[Si]＜1.4・・・（Ｂ）
TS狙い値は鋼板の強度設計値で単位はMPa、[Al]はAlの質量%、[Si]はSiの質量%
AlとSiの添加量が（0.0012×[TS狙い値]-0.29）/3以下となると、延性を向上させるために十分でなく、1.4以上となると、化成処理性やめっき密着性が悪化する。ＴＳ×Ｅｌの値が１６０００以上であり、かつ化成処理性やめっき密着性が充分である場合○印で表しており、ＴＳ×Ｅｌの値が１６０００未満の場合や化成処理性やめっき密着性が不十分な場合は×印で表している。化成処理性は倍率300倍、１ｍｍ×１ｍｍの視野でＳＥＭ観察を行い、化成処理が損なわれている部分が見られた場合を不十分と判断した。めっき密着性はＶ曲げ試験後にテープを貼ってはがし、剥離幅が５ミリ以上ある場合を不十分とした。

本発明の製造工程の限定理由は次の通りである。
本発明で用いる素材は通常の熱延工程を経て製造された熱延鋼板である。これらは酸洗、冷延をされもしくはそのまま直接、以下に述べる熱履歴を経ることにより得られる。
溶融亜鉛メッキ工程では、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。この焼鈍温度×焼鈍時間を満たすことで、フェライト粒径の短径／長径の値が０．２以上のものが５０％以上生成される。

続いて、冷却を行うが，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。この式（Ｃ）を満たせば、パーライト分率は０％である。図５にＣが0.1%，Ｍｎが2％，Ac3が850℃の時の結果を示す。この保持はめっきの合金前が望ましい。ＴＳ×Ｅｌの値が１６０００以上である場合は○印で表し、ＴＳ×Ｅｌの値が１６０００未満の場合は×印で表している。
Ｘ≧(Ac3−500)／10^a・・・（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％

続いて、冷却終了温度を次式（Ｄ）を満たすＴ度以上の温度とする。式（Ｄ）を満たすことで、伸びを確保することを見出した。Ｔ度に満たない場合、多量のベイナイトが発生するため、充分なマルテンサイトが生成されない。よって強度不足になる。式（Ｄ）を満たすことでベイナイト分率を減らすことができる。図６にＣが0 .1％、Ｍｎが2％、Ｃｒが0.1％の時の結果を示す。ＴＳ×Ｅｌの値が１６０００以上である場合は○印で表し、ＴＳ×Ｅｌの値が１６０００未満の場合は×印で表している。
Ｔ≧750-270[C]-90[Mn]-70[Cr]-83[Mo]・・・（Ｄ）
[C]はCの質量％、[Mn]はMnの質量％、[Cr]はCrの質量％

更に、Ｔ度以上の温度で保持時間ｔ（秒）が次式（Ｅ）を満たすことにより、成形性を確保することを見出した。この式（Ｅ）を満たせば、パーライト分率は０％である。図７にＳｉが0.1 %、Ａｌが0.5％、Ｍｎが2%の時の結果を示す。ＴＳ×Ｅｌの値が１６０００以上である場合は○印で表し、ＴＳ×Ｅｌの値が１６０００未満の場合は×印で表している。
ｔ≦300(-0.2[Si]-0.8[Al]+[Mn]+2[Mo])・・・（Ｅ）
ここに、tは保持時間で単位はｓ
[Si]はSiの質量％、[Al]はAlの質量％、[Mn]はMnの質量％、[Mo]はMoの質量％
保持時間が長いとパーライトが生成され延性が落ちるためである。

まず表１に示す化学組成の鋼を真空溶解し、インゴットとした。この溶解材を25mm厚に粗圧延後、再度1200℃×1hr加熱し、仕上温度880℃、巻取温度500℃で熱間圧延した後、500℃まで冷却し、1時間保持して空冷した。その後、板厚4mmに減厚加工した。その後、1.2mm厚まで冷間圧延し、連続熱処理を行った。得られた鋼板の特性値を表２に示した。なお表１と表２は連続するもので、表１の鋼種記号Ａ〜ＡＷは表２の実験記号１〜４８にそれぞれ対応する。
引張試験はJIS5号片を使用し、穴拡げ試験は穴径10mmで行った。

表２に示される結果からも明らかなように、本発明に係る鋼板はＴＳ×Ｅｌの値が高く、成形性に優れることが分かる。また、めっきのぬれ性も優れている。
これに対して成分が外れているＡＣ〜ＡＬは、ＴＳ×Ｅｌの値が低く、成形性に劣る結果もしくは亜鉛メッキ性及び化成処理性が悪い結果となった。
（Ａ−１）式を満たさなかったＡＭ、ＡＮは強度が狙いＴＳを満たさなかった。（Ａ−２）式を満たさなかったＡＯは伸びの値が低かった。
（Ｂ）式で[Al]+0.7[Si]が左辺より低い値となったＡＰは伸びの値が低く、右辺より高い値となったＡＱはめっき性が悪かった。
（Ｃ）式を満たさなかったＡＲ、ＡＳはＴＳ×Ｅｌの値が低く、成形性が劣った。
（Ｄ）式を満たさなかったＡＴ、ＡＵはＴＳ×Ｅｌの値が低く、成形性に劣る結果となった。
（Ｅ）式満たさなかったＡＶ、ＡＷはＴＳ×Ｅｌの値が低く、成形性に劣る結果となった。組織観察した結果、パーライトが発生しており、このことが原因であると考えられる。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ ：0.07〜0.22％、
   Ｓｉ：0.005〜1.0％、
   Ｍｎ：1.5〜2.8％、
   Ｐ ：0.001〜0.1％、
   Ｓ ：0.001〜0.01％、
   Ｎ ：0.0005〜0.01％、
   Ａｌ：0.02〜1.0％
   を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、ミクロ組織が、フェライトが面積率で20〜70％、残留オーステナイトが面積率で１〜5％以下、面積率で20％以上70％以下のマルテンサイトおよび残部がベイナイトであり、かつフェライト分率とマルテンサイト分率が下記（Ａ−１）、（Ａ−２）を満たし、さらに下記（Ｂ）の式を満足することを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
   マルテンサイト分率≧0.07×[TS狙い値]-40 ・・・（Ａ−１）
   フェライト分率≧（100-[マルテンサイト分率]）×0.8-20・・・（Ａ−２）
   各分率の単位は％，TS狙い値は鋼板の強度設計値で単位はMPa
   （0.0012×[TS狙い値]-0.29）/3＜[Al]+0.7[Si]＜1.4・・・（Ｂ）
   TS狙い値は鋼板の強度設計値で単位はMPa、[Al]はAlの質量%、[Si]はSiの質量%
2. さらに、
   Ｍｏ≦0.3％
   Ｃｒ≦0.5％
   の１種又は２種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溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
3. さらに、
   Ｃａ ：0.0005〜0.005％、
   ＲＥＭ：0.0005〜0.005％、
   B：0.0005〜0.002％
   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した請求項１又は２に記載の成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
4. 請求項１乃至３の何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溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
5. 請求項１乃至請求項４の何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、連続焼鈍工程においては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、（Ｄ）式を満たすＴ（℃）以上の温度まで冷却し、次いで調質圧延を施した成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
   Ｘ≧(Ac3−500)／10^a・・・（Ｃ）
   ａ＝0.6[C]＋1.4[Mn]＋1.3[Cr]＋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％、[Cr]はCrの質量％、[Mo]はMoの質量％
   Ｔ≧750-270[C]-90[Mn]-70[Cr]-83[Mo]・・・（Ｄ）
   [C]はCの質量％、[Mn]はMnの質量％、[Cr]はCrの質量％、[Mo]はMoの質量％
6. 請求項１乃至請求項５の何れかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、請求項６に記載の冷却に引き続き、Ｔ（℃）以上の温度で保持時間ｔ（秒）が次式（Ｅ）を満たすことを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
   ｔ≦300(-0.2[Si]-0.8[Al]+[Mn]+2[Mo])・・・（Ｅ）
   ここに，tは保持時間で単位はｓ
   [Si]はSiの質量％、[Al]はAlの質量％、[Mn]はMnの質量％、[Mo]はMoの質量％
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   
   

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