JP4772927B2 - 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主としてプレス加工される自動車用高強度鋼板、溶融めっき鋼板又は合金化溶融めっき鋼板を対象とし、６．０ｍｍ程度以下の板厚で、引張強度590MPa以上で疲労特性と衝突特性に優れる事を特徴とする高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法に関する。
本願は、２００９年５月２７日に、日本に出願された特願２００９−１２７３４０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、自動車の軽量化、安全性向上を目的として自動車部品およびそれに使用される素材の高強度化が進められており、その代表的な素材である鋼板においても高強度鋼板の使用比率が高まってきている。安全性を向上させながら軽量化を達成するためには、高強度化と同時に衝突エネルギー吸収能力を高める必要がある。例えば、鋼材の降伏応力を高めることが有効であり、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギー吸収させることができる。特に、自動車のキャビン周りに使用される材料においては、乗員保護の観点からキャビン内部への衝突物の侵入を防ぐ必要があり、高降伏応力の材料が使用されることが多い。特に引張強度が５９０ＭＰａ以上、更には７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の需要が高まっている。

一般に、降伏応力を高める方法として、（１)冷間での圧延を行うことにより鋼板を加工硬化させる方法、（２）転位密度の高い低温変態相（ベイナイト・マルテンサイト）を主体としたミクロ組織とする方法、（３）マイクロアロイ元素の添加により析出強化を行う方法、（４）Ｓｉなどの固溶強化元素を添加する方法などが挙げられる。この中で、（１）及び（２）の方法に関しては、ミクロ組織中の転位密度が増加するため、プレス成形時の加工性が大幅に劣化し、元来、加工性に乏しい高強度鋼板のプレス成形性を更に劣化させてしまう。一方、（４）の固溶強化を行う方法では、その強化量の絶対値に限界が有り、十分と言える程に降伏応力を上昇させることは困難である。従って、高い加工性を得ながら、効率よく降伏応力を上昇させるには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ等のマイクロアロイ元素を添加し、合金炭窒化物の析出強化を行うことによって、高降伏応力を達成することが望ましい。

上記観点より、マイクロアロイ元素の析出強化を利用した高強度熱延鋼板が実用化されているが、この析出強化を利用した高強度熱延鋼板には、大きく２つの課題がある。一つは疲労特性であり、もう一つは防錆である。

課題の一つである疲労特性に関しては、析出強化を利用した高強度熱延鋼板では、鋼板表層の軟化により疲労強度が劣る現象が存在する。熱間圧延中に圧延ロールと直接接触する鋼板表面において、鋼板と接触したロールの抜熱効果により、鋼板表面のみ温度低下する。鋼板の最表層がＡｒ_３点を下回ると、ミクロ組織および析出物の粗大化が起こり、鋼板最表層が軟化する。これが、疲労強度の劣化の主要因である。一般に鋼材の疲労強度は、鋼板最表層が硬化している程、向上する。このため、析出強化を利用した熱延ハイテン（高張力熱延鋼板）では、高い疲労強度が得難いのが現状である。一方、鋼板の高強度化の目的は、車体重量の軽量化であるため、鋼板強度を上昇させたにも関わらず、疲労強度比が低下した場合、板厚を減じることができない。この観点から、疲労強度比は０．４５以上であることが望ましく、熱延ハイテンにおいても、引張強度と疲労強度とをバランス良く、高い値に保つことが望ましい。なお、疲労強度比とは、鋼板の疲労強度を引張強度で除した値である。一般に、引張強度の上昇に従い、疲労強度が上昇する傾向にあるが、より高強度な材料では、疲労強度比が低下してくる。このため、引張強度の高い鋼板を用いても、疲労強度が上昇せず、高強度化の目的である車体重量の軽量化を実現できない場合がある。

もう一つの課題は、防錆である。通常、自動車用のシャシーフレーム等に使用される鋼板としては、冷間圧延とその後の焼鈍によって製造される冷延鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板は使用されず、比較的板厚の厚い２．０ｍｍ以上の熱延鋼板が主に使用される。縁石や飛石等の物理的な接触により、鋼板表面の塗装が剥げ易いシャシー周りでは、耐用年数による腐食減肉代（腐食による板厚の減少量）を最初から考慮し、設計応力以上に厚手の材料を選定し、これにより品質を保証してきた。このため、シャシーフレーム等において、高強度鋼板への材料置換による軽量化は、ボディー部品に比べて遅れを取っているのが現状である。シャシー部品の特徴として、板厚が厚いため部品の溶接には主にアーク溶接が使用される。アーク溶接は、スポット溶接に比べ入熱量が大きいことから、ＨＡＺ軟化が起き易い。耐ＨＡＺ軟化特性を得るため、マイクロアロイ元素の添加による析出強化が主に利用される。このため、組織強化を目的として冷間圧延後に焼鈍を行うような防錆性の高い溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の適用は困難である。冷間圧延後に焼鈍を行って製造される鋼板に対して、マイクロアロイ元素の添加による析出強化を利用できない理由を以下に示す。マイクロアロイ元素が添加された熱延鋼板に対して、高い冷間圧延率（例えば30％以上）で冷間圧延を実施し、次いでＡ_３点以下で焼鈍を行っても、マイクロアロイ元素がフェライトの回復・再結晶を抑制する。このため、冷間圧延したままの状態で加工硬化したミクロ組織を有し、加工性が大幅に劣る。一方、Ａ_３点以上まで加熱を行うと、析出物が粗大化し、十分な降伏応力の上昇が得られないという問題がある。このためマイクロアロイ元素の添加による析出強化を利用できない。

熱延原板を用いた溶融亜鉛めっき鋼板として、特許文献１は、引張強さ３８〜５０ｋｇｆ／ｍｍ^２の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を開示している。この強度レベルの鋼板においては、マイクロアロイ元素による析出強化を活用しなくても、所望の強度レベルが得られる。しかし、引張強度５９０ＭＰａ以上の強度クラスで、高い衝突特性と疲労強度を兼ね備えた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板の製造方法は、開示されるに至っていない。

特公平６−３５６４７号公報

本発明は、上記した従来の問題点を解決するためのものであり、引張強度５９０ＭＰａ以上であり、疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板とそれらの製造方法の提供を目的とする。

本発明の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．２％、Ｔｉ：０．０６〜０．１５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなり、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、かつ引張強度と降伏強度との比が０．８０以上であり、ミクロ組織が、面積率４０％以上のベイナイトと、残部としてフェライト及びマルテンサイトのうちいずれか一方又は両方とからなり、１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出物密度が１０^１０個/ｍｍ^３以上であり、表面から深さ２０μｍにおける硬度（Ｈｖｓ)と、板厚中心の硬度（Ｈｖｃ）との比（Ｈｖｓ／Ｈｖｃ）が、０．８５以上である。
本発明の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板では、疲労強度比が０．４５以上であってもよい。
平均転位密度が１×１０^１４ｍ^−２以下であってもよい。
更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％から選択される１種または２種以上を含有してもよい。

本発明の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた溶融めっき鋼板は、前記した本発明の高強度鋼板と、前記高強度鋼板の表面に設けられた溶融めっき層とを有する。
本発明の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた溶融めっき鋼板では、前記溶融めっき層が亜鉛からなってもよい。
本発明の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた合金化溶融めっき鋼板は、前記した本発明の高強度鋼板と、前記高強度鋼板の表面に設けられた合金化溶融めっき層とを有する。

本発明の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れる高強度鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．２％、Ｔｉ：０．０６〜０．１５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼片を１１５０〜１２８０℃に加熱し、Ａｒ_３点以上の温度で仕上げ圧延が終了する条件で熱間圧延して、熱延材を得る工程と、前記熱延材を６００℃以下の温度域で巻き取り、熱延鋼板を得る工程と、前記熱延鋼板を酸洗する工程と、前記酸洗された熱延鋼板に対して０．１〜５．０％の伸び率で第１のスキンパス圧延を施す工程と、最高加熱温度（Ｔｍａｘ℃）が６００〜７５０℃の温度範囲であり、かつ６００℃以上での保持時間（ｔ秒）が下記式（１）、（２）を満たす条件で、前記熱延鋼板を焼鈍する工程と、前記焼鈍された熱延鋼板に対して第２のスキンパス圧延を施す工程を有する。
530-0.7×Tmax ≦ t ≦ 3600-3.9×Tmax・・・（１）
ｔ＞0・・・（２）
本発明の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れる高強度鋼板の製造方法において、前記第２のスキンパス圧延では、伸び率を０．２〜２．０％に設定してもよい。
前記巻取り後の熱延鋼板において、含有されるＴｉの１／２以上が固溶状態で存在してもよい。

本発明の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた溶融めっき鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．２％、Ｔｉ：０．０６〜０．１５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼片を１１５０〜１２８０℃に加熱し、Ａｒ_３点以上の温度で仕上げ圧延が終了する条件で熱間圧延して、熱延材を得る工程と、前記熱延材を６００℃以下の温度域で巻き取り、熱延鋼板を得る工程と、前記熱延鋼板を酸洗する工程と、前記酸洗された熱延鋼板に対して０．１〜５．０％の伸び率で第１のスキンパス圧延を施す工程と、最高加熱温度（Ｔｍａｘ℃）が６００〜７５０℃の温度範囲であり、かつ６００℃以上での保持時間（ｔ秒）が下記式（１）、（２）を満たす条件で、前記熱延鋼板を焼鈍し、溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を形成して溶融めっき鋼板とする工程と、前記溶融めっき鋼板に対して第２のスキンパス圧延を施す工程を有する。
530-0.7×Tmax ≦ t ≦ 3600-3.9×Tmax・・・（１）
ｔ＞0・・・（２）
本発明の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた溶融めっき鋼板の製造方法において、前記第２のスキンパス圧延では、伸び率を０．２〜２．０％に設定してもよい。

本発明の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた合金化溶融めっき鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．２％、Ｔｉ：０．０６〜０．１５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼片を１１５０〜１２８０℃に加熱し、Ａｒ_３点以上の温度で仕上げ圧延が終了する条件で熱間圧延して、熱延材を得る工程と、前記熱延材を６００℃以下の温度域で巻き取り、熱延鋼板を得る工程と、前記熱延鋼板を酸洗する工程と、前記酸洗された熱延鋼板に対して０．１〜５．０％の伸び率で第１のスキンパス圧延を施す工程と、最高加熱温度（Ｔｍａｘ℃）が６００〜７５０℃の温度範囲であり、かつ６００℃以上での保持時間（ｔ秒）が下記式（１）、（２）を満たす条件で、前記熱延鋼板を焼鈍し、溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を形成して溶融めっき鋼板とし、前記溶融めっき鋼板に対して合金化処理を施して前記溶融めっき層を合金化溶融めっき層とする工程と、前記合金化処理が施された溶融めっき鋼板に対して第２のスキンパス圧延を施す工程を有する。
530-0.7×Tmax ≦ t ≦ 3600-3.9×Tmax・・・（１）
ｔ＞0・・・（２）
本発明の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた合金化溶融めっき鋼板の製造方法において、前記第２のスキンパス圧延では、伸び率を０．２〜２．０％に設定してもよい。

本発明の高強度鋼板の製造方法では、上述した成分組成とすることによって、５９０ＭＰａ以上の引張強度を実現している。またＴｉを添加し、かつ熱延段階では、巻き取り温度を調整して合金炭窒化物の析出を抑制し、焼鈍段階では、加熱温度及び保持時間を調整して合金炭窒化物を析出させる。これにより、析出強化を活用して高い降伏応力を実現している。このため、高い衝突エネルギー吸収能力（優れた衝撃特性）を達成できる。また焼鈍前にスキンパスを行うことによって、鋼板表層付近のみに歪を導入している。この歪は、焼鈍工程での合金炭窒化物の析出サイトとなるため、焼鈍中に鋼板表層付近での合金炭窒化物の析出を促進でき、表層の軟化を抑制できる。このため、鋼板のＨｖｓ／Ｈｖｃを０．８５以上とすることができ、高い疲労強度比（優れた疲労特性）を達成できる。また所定の伸び率でスキンパスを行うことによって、優れた伸び（優れた加工性）が達成できる。
本発明の高強度鋼板は、上述した成分組成及びミクロ組織を有することによって、５９０ＭＰａ以上の引張強度や優れた伸び（優れた加工性）が実現できる。また１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出物密度が１０^１０個/ｍｍ^３以上であるため、高い降伏応力を実現している。このため、高い衝突エネルギー吸収能力（優れた衝撃特性）を達成できる。またＨｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上であるため、高い疲労強度比（優れた疲労特性）を達成できる。
本発明の溶融めっき鋼板及び合金化溶融めっき鋼板では、前記した高強度鋼板と同様の作用効果と共に、優れた防錆性を達成できる。
以上により本発明は、引張強さ５９０ＭＰａ以上であり、かつ疲労特性と伸び及び衝突特性に優れる高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法を提供できる。

Ｈｖｓ／Ｈｖｃと疲労強度比の関係を示すグラフである。 第１のスキンパス伸び率とＨｖｓ／Ｈｖｃの関係を示すグラフである。 引張強度と伸びの関係を示すグラフである。 引張強度と疲労強度比の関係を示すグラフである。 焼鈍の最高加熱温度（Ｔｍａｘ）とＨｖｓ／Ｈｖｃの関係を示すグラフである。 焼鈍における最高加熱温度と６００℃以上での保持時間の関係を示すグラフである。 焼鈍後の第２のスキンパスの伸び率（圧延率）と疲労強度比との関係を示すグラフである。 Ｔｉ量と硬度比の関係を示すグラフである。 Ｔｉ量と降伏比の関係を示すグラフである。 Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の析出物密度と降伏比の関係を示すグラフである。 実験例Ｂ−ｋ（本発明鋼）のミクロ組織を示すＴＥＭ写真であり、（ａ）は５，０００倍の写真、（ｂ）は１００，０００倍の写真、（ｃ）は１００，０００倍の写真を示す。 実験例Ｂ−ｅ（比較鋼）のミクロ組織を示すＴＥＭ写真であり、（ａ）は５，０００倍の写真、（ｂ）は５０，０００倍の写真を示す。 実験例Ｂ−ｋ（本発明鋼）のＴｉ（Ｃ，Ｎ）のサイズ分布を示すグラフである。 実験例Ｂ−ｅ（比較鋼）のＴｉ（Ｃ，Ｎ）のサイズ分布を示すグラフである。

本発明の詳細について、以下に説明する。
発明者らは、従来技術では成し得なかった、疲労特性と伸び及び衝突特性に優れる高強度鋼板、溶融めっき鋼板または合金化溶融めっき鋼板を製造するためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ等のマイクロアロイ元素による析出強化を十分に活用する必要があることに着目し、析出挙動に及ぼす合金成分と製造条件の影響について検討した。

すなわち本発明者らは、高強度鋼板、溶融めっき鋼板または合金化溶融めっき鋼板の製造中に起こる、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの合金炭窒化物の析出挙動について検討した。詳細には、熱延材の巻き取り温度及び焼鈍（亜鉛めっき工程を含む）工程での焼鈍条件と、熱延鋼板の酸洗後に実施されるスキンパス圧延で、鋼板表層に導入される転位の影響について詳細に調査した。そして疲労特性と伸び及び衝突特性に及ぼす影響について検討を行った。

この結果、衝突特性の改善を目的に、析出強化を活用して高降伏応力を実現するためには、熱延段階での合金炭窒化物の析出を抑制し、焼鈍段階で母相中に析出強化させることが望ましいことを見出した。更に、疲労特性に大きく影響する鋼板表層の硬度を硬化させるためには、前記した焼鈍段階で鋼板表層付近に合金炭窒化物を析出させることが有効であると考えた。そして、合金炭窒化物の析出を促進させる手段として、熱間圧延と酸洗を行った後に、スキンパス圧延を行って鋼板表層付近にのみ集中的に歪を導入することが有効であることを見出した。このスキンパス圧延によって、焼鈍中の合金炭窒化物の析出サイトを増加させ、析出強化による強度増加を大きくすることが有効である。また、焼鈍完了後の鋼板に１．０％以上のスキンパス圧延を行うことによって、表面粗度が改善し、かつ表層が加工硬化する。これにより更に疲労特性が改善されることも見出した。

これにより、従来の高強度鋼板、溶融めっき鋼板または合金化溶融めっき鋼板では成しえなかった高降伏応力の鋼板が製造可能となる。詳細には、スキンパス圧延後の焼鈍により、表層付近を合金炭化物による析出強化で硬化させることによって、疲労特性が改善する。また、焼鈍後のスキンパス圧延により、更に表面粗度が改善し、かつ表層付近が加工硬化する。これにより疲労特性がさらに改善する。

次に、本発明の高強度鋼板について説明する。まず、鋼板の成分に係る限定理由について説明する。

Ｃ含有量は、０．０３〜０．１０％とする。Ｃ含有量が０．０３％未満では、強度が低下し、目標引張強度である５９０ＭＰａを満足できない。また焼鈍後に鋼板表層での硬化が少なくなる。このためＣ含有量を０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超える場合、強度が高くなり過ぎて伸びが大幅に劣る。このため、実質上、成形することが困難となるだけでなく、溶接性が大幅に劣る。従ってＣ含有量を０．１０％以下とする。
Ｃ含有量は、好ましくは、０．０６〜０．０９％である。この場合、５９０ＭＰａ以上の引張強度が得られ、かつ０．４５以上の疲労強度比も得られる。

Ｓｉは、固溶強化元素として強度上昇に有効であるため、その含有量が多いほど、引張強度と伸びのバランスが改善する。しかし、その含有量が多くなると、亜鉛めっきの濡れ性や化成処理性に影響を及ぼす。そのため、Ｓｉ含有量の上限を１．５％とする。また、Ｓｉは脱酸に用いられることや、不可避的に混入するため、その下限を０．０１％とする。
Ｓｉの含有量は、１．２％以下が好ましい。熱間圧延時の条件や連続焼鈍時の雰囲気の影響により、亜鉛めっきの濡れ性や化成処理性に問題が生じる場合がある。このため、Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．２％である。

Ｍｎ含有量は、１．０〜２．５％とする。Ｍｎは、固溶強化および焼入れ性向上に有効な元素であるが、Ｍｎ含有量が１．０％未満では、目標の引張強度である５９０ＭＰａを満足できない。このため、Ｍｎ含有量を１．０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、偏析が生じ易くなり、プレス成形性が劣る。実質的には、５９０〜７００ＭＰａの引張強度を有する鋼板では、Ｍｎ含有量は１．０〜１．８％が好ましく、７００ＭＰａ〜９００ＭＰａの引張強度を有する鋼板では、Ｍｎ含有量は１．６〜２．２％が好ましく、９００ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板では、Ｍｎ含有量は２．０〜２．５％が好ましい。引張強度に応じて適正なＭｎ量範囲が存在し、過度のＭｎ添加は、Ｍｎ偏析による加工性の劣化を助長する。このため、上記したように引張強度に応じてＭｎ含有量を調整することが好ましい。

Ｐは、固溶強化元素として作用し、鋼板の強度を上昇させる。しかし、Ｐ含有量が高くなると、鋼板の加工性や溶接性が低下するので、好ましくない。特に、Ｐ含有量が０．１％を超えると、鋼板の加工性や溶接性の低下が顕著となるので、Ｐ含有量は０．１％以下に制限するのが好ましく、０．０２％以下に制限するのがさらに好ましい。

Ｓ含有量が多すぎると、ＭｎＳなどの介在物が生成し、これにより伸びフランジ性が低下し、さらに熱間圧延時に割れを引き起こす。このためＳ含有量は、極力、低減することが好ましい。特に、熱間圧延時に割れの発生を防止し、かつ良好な加工性を得るためには、Ｓ含有量を０．０２％以下に制限することが好ましく、０．０１％以下に制限するのがさらに好ましい。

Ａｌ含有量は、０．０１〜１．２％とする。Ａｌを脱酸元素として添加することによって、効率的に溶鋼中の溶存酸素を減らすことができる。Ａｌ含有量が０．０１％以上の場合、本発明における重要な添加元素のＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖが溶存酸素と合金酸化物を形成することを抑制できる。このように、Ａｌは、脱酸に使用されるが、不可避的にも混入されるため、０．０１％を下限とし、０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が１．２％を超えると、Ａｌが亜鉛めっき性や化成処理性を劣化させる要因となる。このため、Ａｌ含有量を１．２％以下、好ましくは０．６％以下とする。

Ｔｉは、本発明において重要な元素である。Ｔｉは、熱間圧延後の焼鈍中に鋼板を析出強化させるために重要な元素となる。製造工程において、熱延段階（熱間圧延から巻取りまでの段階）では、極力析出物を出さずに固溶状態とする必要があるため、熱間圧延での巻き取り温度を、Ｔｉ析出物が発生しにくい６００℃以下としている。そして、焼鈍前にスキンパス圧延を施すことにより転位を導入する。次に焼鈍段階で、導入された転位上に、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）が微細に析出する。特に転位密度の高くなる鋼板表層付近において、その効果（Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の微細析出）が顕著となる。この効果により、Ｈｖｓ／Ｈｖｃ≧０．８５とすることが可能となり、高い疲労特性が達成できる。また、Ｔｉ添加により析出強化させることによって、引張強度と降伏強度との比である降伏比を０．８０以上とすることができる。数ある析出強化元素において、Ｔｉが最も析出強化能が高い。これは、γ相中でのＴｉの溶解度とα相中でのＴｉの溶解度の差が大きいためである。引張強度を５９０ＭＰａ以上とし、かつＨｖｓ／Ｈｖｃ≧０．８５及び降伏比０．８０以上とするためには、図８、９に示されたように、Ｔｉ含有量を０．０６％以上とする必要がある。Ｔｉ含有量が０．０６％未満の場合、図１０に示されたように、１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出物密度が１０^１０個/ｍｍ^３未満となり、高降伏比が得られない。また、Ｔｉは、析出強化に寄与するだけでなく、熱間圧延時のオーステナイト再結晶速度を遅延させる元素である。このためＴｉ含有量が過多の場合、熱延鋼板の集合組織が発達し、焼鈍後の異方性が大きくなる。具体的には、Ｔｉ含有量が０．１２％超の場合、鋼板の異方性が大きくなり、０．１５％超の場合、鋼板の異方性は特に大きくなり、加工性が劣る。このため、Ｔｉ含有量の上限値は、０．１５％とし、好ましくは０．１２％とする。

Ｎは、ＴｉＮを形成し、鋼板の加工性を低下させるので、Ｎ含有量は、可能な限り少ないほうが好ましい。特に、Ｎ含有量が０．０１％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、鋼板の加工性が劣化し、かつ析出強化に寄与しないＴｉ量が増加することになる。このため、Ｎ含有量を０．０１％以下に制限することが好ましい。

本発明の鋼板は、上記した元素と、残部として、鉄および不可避的不純物を含む。必要に応じて、以下に示されたＮｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂ、Ｃｒ、Ｃｕ、及びＮｉから選択される１種または２種以上を更に含有してもよい。

Ｎｂは、Ｔｉと同様に析出強化元素として重要な元素である。しかし、Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、その効果が小さいため、Ｎｂ含有量の下限を０．００５％とする。また、Ｎｂは、Ｔｉと同様に、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶速度を遅延させる効果を有する。このため、Ｎｂ含有量が過多の場合、加工性が劣る。具体的には、Ｎｂ含有量が０．１％超では、その析出強化による強度の増加が飽和するだけでなく、伸びが低下する。このため、Ｎｂ含有量の上限を０．１％とする。さらにＮｂがＴｉと共に含有されると、結晶粒径を微細化する効果が大きく現れる。このため、特にＮｂ含有量は０．０２〜０．０５％が好ましく、これにより、著しく上記効果が得られる。

ＭｏとＶは、ＴｉとＮｂと同様に、析出強化元素の一種である。ＭｏとＶの含有量が、それぞれ０．００５％未満では、効果が小さい。また、ＭｏとＶの含有量が、それぞれ０．２％超では、析出強化の改善効果が小さく、かつ伸びが劣る。このためＭｏとＶの含有量は、それぞれ０．００５〜０．２％とする。

Ｃａは、Ｓとの化合物であるＣａＳを形成し、Ｓを固着する。これによりＭｎＳの生成を抑える効果がある。Ｍｇは、介在物を微細化する効果がある。ＣａとＭｇの含有量が、それぞれ０．００５％超では、過剰添加により介在物量が増加し穴広げ性を劣化させる。このため、０．００５％を上限とする。またＣａとＭｇの含有量が、それぞれ０．０００５％未満では、上記効果が十分に得られない。このため、０．０００５％を下限とすることが好ましい。

Ｂは、焼入れ性を大幅に改善できる元素である。このため、熱間圧延ラインにおける設備制約などにより、十分な冷却能力が得られない場合や、２次加工脆化などにより、結晶粒界での割れが発生する場合に、粒界強化を目的に必要に応じて含有される。Ｂの含有量が０．００５％超では、実質的に焼入れ性の改善が得られないため、０．００５％を上限とする。Ｂの含有量が０．０００５％未満では、上記効果が十分に得られないため、０．０００５％を下限とすることが好ましい。

Ｃｒは、Ｍｎと同様に、焼入れ性向上に有効な元素の一つである。従って、Ｃｒ含有量が増加すると、鋼板の引張強度が高くなる。Ｃｒ含有量が多い場合、Ｃｒ_２３Ｃ_６等のＣｒ系合金炭化物が析出し、これが結晶粒界に優先的に析出した場合には、プレス成形性が劣る。そのため、Ｃｒ含有量の上限を１％とする。またＣｒの含有量が、０．００５％未満では、上記効果が十分に得られないため、０．００５％を下限とすることが好ましい。
Ｃｕは、その析出により鋼材強度を高める効果がある。Ｔｉなどの合金元素は、ＣやＮと結びついて合金炭化物を形成するが、Ｃｕは単独で析出し鋼材を強化する。しかし、Ｃｕを多量に含有した鋼材は、熱間圧延で脆化する。そのため、Ｃｕ含有量の上限を１％とする。またＣｕの含有量が、０．００５％未満では、上記効果が十分に得られないため、０．００５％を下限とすることが好ましい。
Ｎｉは、Ｍｎと同様に、鋼材の焼入れ性を向上するだけでなく、靭性の改善にも寄与する。また、Ｃｕを添加した際の熱間脆性を防止する効果がある。しかし、合金コストが非常に高いため、Ｎｉ含有量の上限を１％とする。Ｎｉの含有量が、０．００５％未満では、上記効果が十分に得られないため、０．００５％を下限とすることが好ましい。

次に、本発明の特徴である鋼板のミクロ組織について説明する。

本発明では、ミクロ組織が、面積率４０％以上のベイナイトと、残部としてフェライト及びマルテンサイトのうちいずれか一方又は両方とからなる。ここで、ミクロ組織とは、鋼板表面から板厚の１／４内側からサンプルを採取して観察された板厚中心部のミクロ組織をいう。

本発明では、ベイナイトの面積率が４０％以上の場合、析出強化による強度の増加を期待できる。すなわち熱延材を巻き取る温度を６００℃以下とし、熱延鋼板中に固溶Ｔｉを確保するが、この温度はベイナイト変態温度と近接している。このため熱延鋼板のミクロ組織には多くのベイナイトが含まれ、変態と同時に導入される変態転位が焼鈍時のＴｉＣ核生成サイトを増すので、より大きな析出強化が図られる。熱間圧延中の冷却履歴により、その面積率が大きく変化するが、必要とされる材質特性に応じて、ベイナイトの面積率は調整される。ベイナイトの面積率は、７０％超が好ましく、これにより更に析出強化による強度増加が大きくなるだけでなく、プレス成形性が劣る粗大なセメンタイトを減少し、プレス成形性も良好に維持される。ベイナイトの面積率の上限値は、好ましくは９０％である。
本発明では、製造工程において、熱延段階（熱間圧延から巻取りまでの段階）では、熱延鋼板中のＴｉを固溶状態としておき、次いで熱延後のスキンパス圧延により表層に歪を導入する。そして、焼鈍段階では、導入された歪を核生成サイトとして、表層にＴｉ（Ｃ，Ｎ）を析出させる。以上により疲労特性の改善を行っている。このため、Ｔｉの析出が進みにくい６００℃以下で熱間圧延を、完了させることが重要である。すなわち、熱延材を６００℃以下の温度で巻き取ることが重要である。熱延材を巻き取ることによって得られる熱延鋼板の組織（熱延段階の組織）において、ベイナイトの分率は、任意でかまわない。特に、製品（高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板）の伸びを高めたい場合には、熱間圧延中にフェライトの分率を高くしておくことが有効である。一方、穴広げ性を重視する場合には、より低温度で熱延材の巻取りを行うことによって、ベイナイトとマルテンサイトを主体としたミクロ組織とすればよい。

前述したように熱延鋼板の固溶Ｔｉ量を確保するために６００℃以下で巻き取るため、熱延鋼板のミクロ組織（熱延段階のミクロ組織）は、実質的にベイナイトと、残部としてフェライト及びマルテンサイトのうちいずれか一方又は両方とからなる。その後、熱延鋼板は、焼鈍により６００℃以上まで加熱されるため、ベイナイトとマルテンサイトは、焼き戻されることになる。一般に、焼き戻しとは、熱処理により転位密度が低下することを意味する。６００℃以下で生成するベイナイトやマルテンサイトは、焼鈍中に焼き戻されることとなる。従って、製品のミクロ組織のうち、ベイナイトとマルテンサイトは、実質的に焼き戻しベイナイト、焼き戻しマルテンサイトであると言うこともできる。この焼き戻しベイナイト、焼き戻しマルテンサイトは、以下のように転位密度が低い点で、通常のベイナイトとマルテンサイトから区別される。

熱延段階の熱延鋼板の組織は、ベイナイトやマルテンサイトを含むため、高い転位密度を有する。しかし、焼鈍中にベイナイトやマルテンサイトが焼き戻されるため、転位密度が低下する。焼鈍時間が不十分であると、転位密度が高いままとなり、伸びが低い。このため、焼鈍後の鋼板の平均転位密度は１×１０^１４ｍ^−２以下であることが好ましい。後述する式（１）、（２）を満たす条件で焼鈍を行った場合、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の析出が起こると同時に、転位密度の減少が進む。すなわち、十分にＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出が進んだ状態では、鋼板の平均転位密度は減少している。通常、転位密度の減少は、鋼材の降伏応力の低下につながる。しかし、本発明では、転位密度の減少と同時にＴｉ（Ｃ，Ｎ）が析出するため、高い降伏応力が得られている。
本発明では、転位密度の測定方法は、ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ３９６に記載の「Ｘ線回折を利用した転位密度の評価方法」に準じて行い、（１１０）、（２１１）、（２２０）の半価幅から平均転位密度を算出する。

ミクロ組織が、上述した特徴を有することによって、従来技術による析出強化を行った鋼板では達成できなかった高い降伏比と高い疲労強度比を達成できる。すなわち、鋼板表層付近のミクロ組織が、板厚中心部のミクロ組織と異なり、フェライト主体でありかつ粗大な組織を呈していても、鋼板表層付近の硬度は、焼鈍中のＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出により、鋼板中心部と遜色ない硬度に達する。その結果、疲労亀裂の発生が抑制され、疲労強度比が上昇する。

次に、本発明の特徴である鋼板の引張強度に係る限定理由について説明する。
本発明の鋼板の引張強度は、５９０ＭＰａ以上である。引張強度の上限は、特に限定されない。ただし、本発明での成分範囲において、実質的な引張強度の上限は１１８０ＭＰａ程度である。
ここで引張強度は、まずＪＩＳ-Ｚ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ-Ｚ２２４１に記載の試験方法に従って引張試験を行うことによって、評価される。

本発明では、前記した引張試験により得られる降伏強度と引張強度との比（降伏比）が、析出強化により０．８０以上となる。
本発明のように高い降伏比を実現するためには、マルテンサイトなどの硬質相による変態強化よりも、ベイナイトの焼戻しによって析出するＴｉ（Ｃ，Ｎ）などによる析出強化が非常に重要となる。本発明では、析出強化に有効な１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出物密度が１０^１０個/ｍｍ^３以上である。これにより、前記した０．８０以上の降伏比を実現できる。ここで、（長径×短径）の平方根として求められた円相当直径が１０ｎｍ超の析出物は、本発明において得られる特性に対して影響を与えるものではない。しかし、析出物サイズが微細となる程、有効にＴｉ（Ｃ，Ｎ）による析出強化が得られ、これにより、添加する合金元素の量を低減できる可能性がある。このため、結晶粒径が１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出物密度を規定している。
なお、析出物の観察は、特開２００４−３１７２０３号公報に記載の方法に従って作製されたレプリカ試料を透過電子顕微鏡にて観察することにより行う。視野は５０００倍〜１０００００倍の倍率で設定し、３視野以上から、１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）の個数をカウントする。そして、電解前後での重量変化から電解重量を求め、比重７．８ｔｏｎ／ｍ^３から重量を体積に換算する。そして、カウントした個数を体積で除することによって、析出物密度を算出する。

次に、本発明の特徴である鋼板の硬度分布に係る限定理由について説明する。

本発明者らは、疲労特性と伸び及び衝突特性を改善するために、マイクロアロイ元素による析出強化を活用した高強度鋼板において、鋼板表層での硬度と鋼板中心部の硬度との比を０．８５以上とすることによって、疲労特性が改善することを見出した。ここで、鋼板表層の硬度とは、鋼板断面において、表面から内部へ深さ２０μｍの位置での硬度を言い、これをＨｖｓと示す。また、鋼板中心部の硬度とは、鋼板断面における鋼板表面から板厚の１／４内側の位置での硬度を言い、これをＨｖｃと示す。これらの比Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５未満では、疲労特性が劣化し、一方、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上では、疲労特性が改善することを発明者等は見出した。従って、Ｈｖｓ／Ｈｖｃを０．８５以上とする。
図１は、Ｈｖｓ／Ｈｖｃと疲労強度比との関係を示す。Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上の場合、疲労強度比が０．４５以上を達成できることがわかる。このため高い疲労特性が得られる。なお、溶融めっき鋼板又は合金化溶融めっき鋼板の場合、表層とは、そのめっき厚を除いた範囲を意味する。すなわち、表層での硬度は、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層を含まず、高強度鋼板の表面から内部へ深さ２０μｍの位置での硬度を言う。また、鋼板表層の硬度の測定位置を表面から深さ２０μｍの位置に定めた理由を以下に示す。実質的に５９０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板において、断面硬度をビッカース硬度計にて測定することを前提とし、その測定能力から前記測定位置に決定している。従って、ナノインデンテーションなどを用いて、更に表面に近い位置での表層の硬度測定が可能な場合は、その測定能力に準拠すれば良い。ただし、表面から内部へ深さ２０μｍの位置とは異なる位置で測定する場合、測定されたＨｖｓおよびＨｖｃの絶対値は、測定方法が異なるため単純に比較することは不可能となる。しかし、その硬度比であるＨｖｓ／Ｈｖｃの閾値は、そのまま用いても何ら問題は無い。

本発明において、製品となる鋼板の種類は、熱延鋼板に対して酸洗とスキンパス圧延を施し、その後、焼鈍を行って得られた高強度鋼板である。
本発明の溶融めっき鋼板は、前述した本発明の高強度鋼板と、前記高強度鋼板の表面に設けられた溶融めっき層とを有する。また、本発明の合金化溶融めっき鋼板は、前述した本発明の高強度鋼板と、前記高強度鋼板の表面に設けられた合金化溶融めっき層とを有する。
溶融めっき層及び合金化溶融めっき層としては、例えば、亜鉛及びアルミニウムのうちいずれか一方又は両方からなる層が挙げられ、具体的には、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、合金化溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌめっき層、及び合金化溶融Ｚｎ−Ａｌめっき層などが挙げられる。特に、めっきのし易さや防食性の観点から、亜鉛からなる溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層が好ましい。
溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、前述した本発明の高強度鋼板に対して溶融めっきまたは合金化溶融めっきを施すことによって製造される。ここで、合金化溶融めっきとは、溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を作製し、次いで合金化処理を施して溶融めっき層を合金化溶融めっき層とすることを言う。
溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、本発明の高強度鋼板を有し、かつ表面に溶融めっき層や合金化溶融めっき層が設けられているため、本発明の高強度鋼板の作用効果と共に、優れた防錆性が達成できる。

次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。

まず、上記成分組成を有する鋼片を１１５０〜１２８０℃の温度で再加熱する。鋼片としては、連続鋳造設備で製造した直後のスラブや、電気炉で製造したものが挙げられる。
鋼片の加熱温度を１１５０℃以上とすることによって、炭化物形成元素と炭素を鋼材中に十分に分解溶解させることができる。しかし、鋼片の加熱温度が１２８０℃超の場合、生産コストの点で好ましくないため、１２８０℃を上限とする。析出炭窒化物を溶解させるためには、加熱温度を１２００℃以上とすることが好ましい。

次に、再加熱された鋼片に対して、Ａｒ_３点以上の温度で仕上げ圧延が終了する条件で熱間圧延を施し、熱延材を得る。そして、熱延材を６００℃以下の温度域で巻き取り、熱延鋼板を得る。
熱間圧延における仕上げ温度（仕上げ圧延が終了する温度）がＡｒ_３点未満の場合、表層における合金炭窒化物の析出や粒径の粗大化が進行し、表層の強度が著しく低下する。このため、優れた疲労特性は得られない。従って、疲労特性の劣化を防ぐため、熱間圧延における仕上げ温度の下限をＡｒ_３点以上とする。仕上げ温度の上限は、特に設けないが、実質的には１０５０℃程度が上限となる。

次に、熱間圧延における仕上げ温度から巻取りまでの冷却履歴について説明する。
本発明では、巻き取り温度を６００℃以下とすることにより、熱延鋼板の段階（熱間圧延から巻取りまでの段階）での合金炭窒化物の析出を抑制する。この巻取り温度が重要であり、巻取り開始前までの冷却履歴によって、本発明の特性が損なわれることは無い。

ただし、ミクロ組織の割合を調整することにより、自動車用鋼板の成形性の指標として主に用いられる、伸びと穴広げ性のバランスを所望の値に設定する場合は、仕上げ温度から巻き取り開始前までの冷却履歴を制御する必要がある。例えば、フェライト分率が高いほど、伸びが改善するが、穴広げ性が劣る。
このため、伸びを重視した鋼板を製造する場合には、フェライト変態を積極的に起こすように、仕上げ温度の低温化及びベイナイト開始温度（Ｂｓ点）直上での空冷が必要となる。特に熱間圧延中にフェライト変態を積極的に起こさせることが好ましい。具体的には、仕上げ温度をＡｒ_３点以上、（Ａｒ_３点＋５０℃）以下に設定して、変態前のオーステナイトに多くの加工歪を導入する。そして、この歪をフェライトの核生成サイトとするとともに、フェライト変態が最も進行しやすい温度域、具体的には６００〜６８０℃で１〜１０秒保持する。このようにして、フェライト変態を促進することが好ましい。この中間保持後は、更に冷却し、６００℃以下の温度域で巻き取る必要がある。
一方、穴広げ性を重視した鋼板を製造する場合には、焼入れ性を高めるために、仕上げ温度の高温化及び、Ｂｓ点以下まで急冷を行うことが有効となる。特にミクロ組織がより均一であること、及び機械的性質の異方性が小さいことが好ましい。具体的には、仕上げ温度を（Ａｒ_３＋５０℃）以上に設定して、圧延中に結晶の方位を特定の方向に揃えて、集合組織の発達を抑制する。そして、ベイナイト単相組織とするために熱延材の巻き取り温度を３００〜５５０℃の範囲とすることが好ましい。

巻き取り温度が６００℃超の場合、熱延鋼板において合金炭窒化物の析出が進行する。このため、焼鈍後の析出強化による強度増加が十分に得られず、疲労特性が劣る。従って、巻き取り温度の上限を６００℃とする。下限は特に設けない。巻き取り温度が低温であるほど、固溶Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの量が増加し、焼鈍中での析出強化による強度増加が大きくなる。このため、本発明の特性を得るためには、巻き取り温度が低温であるほど有利となる。ただし、現実的には、水冷により鋼板を冷却するため、室温がその下限となる。
以上により熱延段階では、巻き取り温度を調整して合金炭窒化物の析出を抑制し、極力析出物を出さずにＴｉを固溶状態とする。巻取り後の熱延鋼板において、含有されるＴｉの１／２以上が固溶状態で存在することが好ましい。これにより焼鈍後の析出強化による強度増加がより多く得られる。

次に、熱延鋼板を酸洗し、この酸洗された熱延鋼板に対して０．１〜５．０％の伸び率で第１のスキンパス圧延を施す。
酸洗後の第１のスキンパス圧延における伸び率の限定理由について説明する。
本発明において、０．１〜５．０％の伸び率の範囲で第１のスキンパスを行うことが重要な製造条件である。熱延鋼板にスキンパスを施すことにより、鋼板表面に歪を付与する。後工程の焼鈍中に、この歪を介して転位上に合金炭窒化物が核生成し易くなり、表層が硬化する。このスキンパスの伸び率が０．１％未満の場合、十分な歪を付与できず、表層硬度Ｈｖｓが上昇しない。一方、スキンパスの伸び率が５．０％超の場合、表層のみでなく鋼板中央部でも歪が付与され、鋼板の加工性が劣る。通常の鋼板であれば、その後の焼鈍によりフェライトが再結晶し、伸びや穴広げ性が改善する。しかし、本発明の成分組成を有し、かつ６００℃以下で巻き取りを行う場合、熱延鋼板中に固溶しているＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖが、焼鈍によるフェライト再結晶を著しく遅延させ、焼鈍後の伸びと穴広げ性が改善しない。このため、スキンパス圧延の伸び率の上限を５．０％とする。このスキンパス圧延の伸び率に応じて歪が付与されるが、疲労特性の改善の観点からは、鋼板表層の歪量に応じて焼鈍中の鋼板表層付近での析出強化が進行する。このため伸び率は０．４％以上が好ましい。また、鋼板の加工性の観点からは、鋼板内部への歪の付与による加工性の劣化を防ぐために、伸び率は２．０％以下が好ましい。
図２の結果より、スキンパス圧延の伸び率が０．１〜５．０％の場合、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが改善し、０．８５以上となることが分かる。また、スキンパスを行わない場合（スキンパス圧延の伸び率が０％）又はスキンパス圧延の伸び率が５％超の場合、Ｈｖｓ／Ｈｖｃ＜０．８５となることが分かる。
図３の結果より、第１のスキンパスの伸び率が０．１〜５．０％の場合、優れた伸びが得られることが分かる。また、第１のスキンパス伸び率が５．０％超の場合、伸びが劣り、プレス成形性が劣ることが分かる。図４の結果より、第１のスキンパス率が０％又は５％超の場合、疲労強度比が劣ることが分かる。
図３、４の結果より、スキンパス圧延の伸び率が０．１〜５．０％の場合、引張強度がほぼ同じであれば、ほぼ同じ伸びと疲労強度比が得られることが分かる。スキンパス圧延の伸び率が５％超の場合（高スキンパス領域）、同じ引張強度レベルの本発明鋼に比べて、伸びが低く、更に疲労強度比も低いことが分かる。

次に第１のスキンパス圧延を施した後に、熱延鋼板を焼鈍する。なお、形状矯正を目的にレベラー等を使用しても構わない。
本発明において、焼鈍を行う目的は、硬質相の焼き戻しを行うことではなく、熱延鋼板中に固溶していたＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖを合金炭窒化物として析出させることである。従って、焼鈍工程での最高加熱温度（Ｔｍａｘ）および保持時間の制御が重要となる。最高加熱温度および保持時間を所定の範囲内に制御することにより、引張強度と降伏応力を高めるだけでなく、表層硬度を向上させ、疲労特性と衝突特性の改善を行う。焼鈍中の温度と保持時間が不適であると、炭窒化物が析出しないか、あるいは析出炭窒化物の粗大化が起こるため、最高加熱温度および保持時間を以下のように限定する。
本発明において、焼鈍中の最高加熱温度を６００〜７５０℃の範囲内に設定する。最高加熱温度が６００℃未満では、合金炭窒化物の析出に要する時間が非常に長くなり、連続焼鈍設備において製造することが困難となる。このため、６００℃を下限とする。また、最高加熱温度が７５０℃超では、合金炭窒化物の粗大化が起こり、析出強化による強度増加が十分には得られない。また、最高加熱温度がＡｃ_１点以上の場合、フェライトとオーステナイトとの２相域となり、析出強化による強度増加が十分に得られなくなる。このため、７５０℃を上限とする。この焼鈍の主目的は、硬質相の焼き戻しを行うことではなく、熱延鋼板中に固溶していたＴｉを析出させることにある。この際、最終的な強度は、鋼材の合金成分や熱延鋼板のミクロ組織中の各相の分率により決定されるが、本発明の特徴とする表層硬化による疲労特性の改善と降伏比の向上は、鋼材の合金成分や熱延鋼板のミクロ組織中の各相の分率になんら影響されるものではない。

更に、鋭意実験を行った結果、焼鈍中の６００℃以上での保持時間（ｔ）が、焼鈍中の最高加熱温度Ｔｍａｘに対して以下の式（１）、（２）の関係を満たすことにより、高い降伏応力と０．８５以上のＨｖｓ／Ｈｖｃを満足できることを見出した。
５３０−０．７×Ｔｍａｘ ≦ ｔ ≦ ３６００−３．９×Ｔｍａｘ・・・（１）
ｔ＞０・・・（２）
図５の結果より、最高加熱温度が６００〜７５０℃の範囲内の場合、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上となることが分かる。
更に図６に示されたように、実施例の本発明鋼は、いずれも６００℃以上での保持時間（ｔ）が式（１）、（２）の範囲を満たす条件で製造されている。実施例の本発明鋼の評価結果より、保持時間（ｔ）が式（１）、（２）の範囲を満たす場合、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上となることが分かる。
実施例より、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上の場合、疲労強度比が０．４５以上となることが分かる。最高加熱温度が６００〜７５０℃の範囲内である場合、析出強化により表層が硬化し、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上となる。最高加熱温度及び６００℃以上での保持時間を上記した範囲内に設定することによって、鋼板中心部の硬度に比べて、表層が十分硬化する。これにより、実施例に示すように疲労強度比が０．４５以上となる。これは、表層の硬化により、疲労亀裂の発生を遅らせることが出来るからであり、表層硬度が高い程、その効果は大きくなる。
また図５の結果より、最高加熱温度が６００〜７５０℃の範囲外の場合、Ｈｖｓ／Ｈｖｃ＜０．８５となることが分かる。また、実施例より、最高加熱温度が６００〜７５０℃の範囲内であっても、熱延材の巻き取り温度およびスキンパス伸び率が本発明の範囲外の場合は、Ｈｖｓ／Ｈｖｃ＜０．８５となることが分かる。

次いで、焼鈍された熱延鋼板に対して第２のスキンパス圧延を施す。これにより、疲労特性を更に改善できる。
第２のスキンパス圧延では、伸び率を０．２〜２．０％に設定することが好ましく、伸び率は０．５〜１．０％が更に好ましい。伸び率が０．２％未満では、十分な表面粗度の改善と表層のみの加工硬化が得られず、疲労特性が十分に改善しない場合がある。このため、０．２％を下限とすることが好ましい。一方、伸び率が２．０％超では、鋼板が加工硬化し過ぎて、プレス成形性が劣る場合がある。また、例えば後述の実施例において、実験例Ｌ−ａのように、焼鈍後の第２のスキンパス圧延の伸び率が２．５％であるために、伸びが１７％となり、他の実験例に比べて鋼板の伸びが劣る場合がある。このため、２．０％を上限とすることが好ましい。

このように、合金元素を含む成分組成と製造条件を詳細に制御することによって、従来では達成できなかった優れた疲労特性と衝突安全性を有し、かつ引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造できる。

本発明の溶融めっき鋼板の製造方法は、前述した本発明の高強度鋼板の製造方法と同様にして、熱延鋼板を製造する工程と、前記熱延鋼板を酸洗する工程と、前記熱延鋼板に対して０．１〜５．０％の伸び率で第１のスキンパス圧延を施す工程と、最高加熱温度（Ｔｍａｘ℃）が６００〜７５０℃の温度範囲であり、かつ６００℃以上での保持時間（ｔ秒）が式（１）、（２）を満たす条件で、前記熱延鋼板を焼鈍し、次いで溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を形成して溶融めっき鋼板とする工程と、前記溶融めっき鋼板に対して第２のスキンパス圧延を施す工程を有する。
熱延鋼板を得るまでの工程と、酸洗する工程と、第１のスキンパス圧延を施す工程と、焼鈍は、前述した本発明の高強度鋼板の製造方法と同様の条件で行われる。
溶融めっきの条件は特に限定されず、公知技術が適用される。めっき種としては、例えば、亜鉛及びアルミニウムのうち、いずれか一方又は両方が挙げられる。
第２のスキンパス圧延では、伸び率を０．２〜２．０％に設定することが好ましく、伸び率は０．５〜１．０％が更に好ましい。これにより、図７に示すように、疲労強度が更に改善し、疲労強度比を更に向上させることができる。これは、スキンパス圧延による鋼板表層の加工硬化により、更に表層が硬化するためであると考えられる。伸び率が０．２％未満では、十分な加工硬化が得られない場合がある。このため０．２％を下限とすることが好ましい。伸び率が２．０％超では、疲労強度比の向上が見られない場合があり、さらに伸びが低下する場合もある。このため、２．０％を上限とすることが好ましい。

本発明の合金化溶融めっき鋼板の製造方法は、前述した本発明の高強度鋼板の製造方法と同様にして、熱延鋼板を製造する工程と、前記熱延鋼板を酸洗する工程と、前記熱延鋼板に対して０．１〜５．０％の伸び率で第１のスキンパス圧延を施す工程と、最高加熱温度（Ｔｍａｘ℃）が６００〜７５０℃の温度範囲であり、かつ６００℃以上での保持時間（ｔ秒）が式（１）、（２）を満たす条件で、前記熱延鋼板を焼鈍し、溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を形成して溶融めっき鋼板とし、溶融めっき鋼板に対して合金化処理を施して溶融めっき層を合金化溶融めっき層とする工程と、前記合金化処理が施された溶融めっき鋼板に対して第２のスキンパス圧延を施す工程を有する。
熱延鋼板を得るまでの工程と、酸洗する工程と、第１のスキンパス圧延を施す工程と、焼鈍は、前述した本発明の高強度鋼板の製造方法と同様の条件で行われる。また、溶融めっきを施す工程は、前述した本発明の溶融めっき鋼板の製造方法と同様の条件で行われる。
合金化処理の条件は特に限定されず、公知技術が適用される。
第２のスキンパス圧延では、伸び率を０．２〜２．０％に設定することが好ましく、伸び率は０．５〜１．０％が更に好ましい。これにより、疲労強度比を更に向上させることができる。伸び率が０．２％未満では、十分な加工硬化が得られない場合がある。このため０．２％を下限とすることが好ましい。伸び率が２．０％超では、疲労強度比の向上が見られない場合があり、さらに伸びが低下する場合もある。このため、２．０％を上限とすることが好ましい。

以下に本発明の実施例を示す。
表１に示すＡ〜Ｚの鋼材（鋼片）を用い、表２〜８に示す条件で鋼板の製造を行った。なお、表１中のＡｒ_３は、下記式（３）により算出された値である。また組成比（各元素の含有量）は、全て質量％で示しており、下線を引いた値は、本発明の範囲外であることを示している。
Ａｒ_３＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−８０×Ｍｏ＋３３×Ｓｉ＋４０×Ａｌ・・・（３）
ここで、式（３）中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を示す。

熱間圧延、巻き取り、酸洗、第１のスキンパス圧延、焼鈍、及び第２のスキンパスを、この順に行って高強度鋼板を製造した。熱間圧延後の熱延材の板厚は、全て３．０ｍｍとした。焼鈍の昇温速度は５℃／sとし、最高加熱温度からの冷却速度は５℃／sとした。
また、いくつかの実験例については、焼鈍に引き続き、溶融亜鉛めっき、及び合金化処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。なお、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、第２のスキンパスは、溶融亜鉛めっきの後に行い、合金溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、第２のスキンパスは、合金化処理の後に行った。

表２〜５の実験例では、本発明の鋼板成分の数値範囲の臨界的意義を明確化することを目的として、鋼板を製造した。そのため、製造条件は本発明の範囲内とした。一方、表６〜８の実験例では、本発明の製造条件の数値範囲の臨界的意義を明確化することを目的として、鋼板を製造した。そのため、成分が本発明の範囲内である鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｃの鋼片を用いた。

製造された鋼板の諸特性を以下の方法により評価した。
（ミクロ組織）
実施形態にて説明した方法により、鋼板表面から板厚の１／４内側の位置からサンプルを採取し、ミクロ組織を観察した。そして、ミクロ組織の同定を行い、各組織の面積率を画像解析法により求めた。
Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）析出物の密度及び転位密度は、実施形態にて説明した方法により測定した。

（引張試験）
ＪＩＳ-Ｚ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ-Ｚ２２４１に記載の試験方法に従って引張試験を行った。これにより、鋼板の引張強度（ＴＳ）、降伏強度（降伏応力）、及び伸びを測定した。
引張強さの強度レベルに応じた伸びの合格範囲を下記式（４）により定め、伸びを評価した。具体的には、伸びの合格範囲は、引張強さとのバランスを考慮して下記式（４）の右辺の値以上の範囲とした。
伸び［％］≧３０−０．０２×引張強度［ＭＰａ］・・・（４）

（硬度）
株式会社明石製作所製ＭＶＫ−Ｅマイクロビッカース硬度計を用いて、鋼板の断面硬度を測定した。鋼板表層の硬度（Ｈｖｓ）として、表面から内部へ深さ２０μｍの位置の硬度を測定した。また、鋼板中心部の硬度（Ｈｖｃ）として、鋼板表面から板厚の１／４内側位置の硬度を測定した。それぞれの位置にて、硬度測定を３回行い、測定値の平均値を硬度（Ｈｖｓ、Ｈｖｃ）とした（ｎ＝３の平均値）。なお、負荷荷重は５０ｇｆに設定した。

（疲労強度及び疲労強度比）
疲労強度は、ＪＩＳ−Ｚ２２７５に準拠し、シェンク式平面曲げ疲労試験機を用いて測定した。測定時の応力負荷は、両振りで試験の速度を３０Ｈｚとして設定した。また前記条件に従い、シェンク式平面曲げ疲労試験機により、１０^７サイクルでの疲労強度を測定した。そして、１０^７サイクルでの疲労強度を、前述した引張試験により測定された引張強度で除して疲労強度比を算出した。疲労強度比は、０．４５以上を合格とした。

（めっき性）
めっき性は、不めっき発生の有無とめっき密着性により評価した。
溶融めっき後にめっきされていない部分があるかどうか（不めっきかどうか）、目視により確認した。めっきされていない部分が無い場合を合格と判定し、めっきされていない部分が有る場合を不合格と判定した。
また、めっき密着性は以下のように評価した。めっき鋼板から採取した試験片に対して６０度Ｖ曲げ試験を実施し、次いで曲げ試験を行った試験片に対してテープテストを施した。テープテスト黒化度が２０％未満であれば、合格と判定し、テープテスト黒化度が２０％以上であれば、不合格と判定した。

（化成処理性）
通常使われているディップ式のボンデ液（表面処理剤）を用いて、鋼板表面を化成処理し、リン酸塩被膜を形成した。そして、リン酸塩の結晶状態を走査型電子顕微鏡にて１００００倍で５視野観察した。全面にリン酸塩の結晶が析出している場合を合格と判定し、リン酸塩の結晶が析出していない部分がある場合、不合格と判定した。

まず鋼材成分の影響について説明する。
鋼Ｎｏ．Ｍ、Ｎは、Ｃ量が範囲外であった。鋼Ｎｏ．Ｍを用いて製造された鋼板（実験例Ｍ−ａ、Ｍ−ｂ）は、強度が不足していた。鋼Ｎｏ．Ｎを用いて製造された鋼板（実験例Ｎ−ａ、Ｎ−ｂ）は、降伏比及び疲労強度比が不足してした。
鋼Ｎｏ．Ｏ、Ｒは、Ｓｉ量及びＡｌ量が本発明の範囲よりも多かった。鋼Ｎｏ．Ｏ、Ｒを用いて製造された鋼板（実験例Ｏ−ａ、Ｏ−ｂ、Ｒ−ａ、Ｒ−ｂ）は、めっき密着性や化成処理性に問題があった。
鋼Ｎｏ．Ｐ、Ｑは、Ｍｎ量が本発明の範囲外であった。鋼Ｎｏ．Ｐを用いて製造された鋼板（実験例Ｐ−ａ、Ｐ−ｂ）は、強度不足であった。鋼Ｎｏ．Ｑを用いて製造された鋼板（実験例Ｑ−ａ、Ｑ−ｂ）は、伸び不足となった。
鋼Ｎｏ．Ｓ、Ｔは、Ｔｉ量が本発明の範囲外であった。鋼Ｎｏ．Ｓを用いて製造された鋼板（実験例Ｓ−ａ、Ｓ−ｂ）は降伏比及び疲労強度比不足であった。鋼Ｎｏ．Ｔを用いて製造された鋼板（実験例Ｔ−ａ、Ｔ−ｂ）は伸び不足であった。

次に、製造条件の影響について説明する。
実験例Ａ−ｃでは、熱間圧延での鋼片の加熱温度が不十分であり、ＴｉＣをオーステナイト中に溶解できなかった。このため、製造された鋼板は、強度不足、疲労強度不足となった。
実験例Ａ−ｎでは、熱間圧延時に仕上温度が低下した。このため、製造された鋼板は、疲労強度比が不足した。
実験例Ａ−ｉ、Ａ−ｊ、Ｂ−ｄ、Ｃ−ｆでは、熱間圧延での巻き取り温度が高温となったため、熱延段階において固溶Ｔｉ量が不十分となった。このため、製造された鋼板は、疲労強度比などが不足した。
実験例Ａ−ｋ、Ｂ−ｌ、Ｃ−ｇでは、熱間圧延後の第１のスキンパス圧延の伸び率が不足したため、鋼板表層への歪の導入が不十分となり、焼鈍後に十分な表層への析出効果が得られなかった。このため、製造された鋼板は、疲労強度比が不足した。
実験例Ｂ-ｉ、Ｃ−ｈでは、熱間圧延後の第１のスキンパス圧延の伸び率が過剰であったため、加工歪の影響が大きくなった。このため、製造された鋼板は、伸びおよび疲労強度比が不足した。
実験例Ａ−ｆ、Ｂ−ｍでは、第１のスキンパス圧延後の焼鈍温度が高温であったため、析出物の粗大化が起こった。このため、製造された鋼板では、疲労強度比および析出物密度が低下した。
実験例Ｂ−ｅ、Ｃ−ｉでは、第１のスキンパス圧延後の焼鈍温度が低温であったため、ＴｉＣの析出が十分に進まなかった。このため、製造された鋼板は、疲労強度比が不足した。
実験例Ａ−ｇ、Ｂ−ｈ、Ｂ−ｍでは、第１のスキンパス圧延後の焼鈍での６００℃以上の保持時間が短いため、ＴｉＣの析出が不十分となった。このため、製造された鋼板は、疲労強度比が不足した。
実験例Ａ−ｈおよびＢ−ｇでは、第１のスキンパス圧延後の焼鈍での６００℃以上の保持時間が長時間となり、析出物が粗大化した。このため、製造された鋼板は、疲労強度比が不足した。
本発明鋼（実験例Ｂ−ｋ）と比較鋼（実験例Ｂ−ｅ）のミクロ組織を比較する。本発明鋼（実験例Ｂ−ｋ）では、焼鈍中にＴｉＣの析出が起こり、図１１、１３に示されたように、１０ｎｍ以下の析出物密度が１．８２×１０^１１個／ｍｍ^３まで増加している。これに対して、比較鋼（実験例Ｂ−ｅ）では、前述したようにＴｉＣの析出が進まず、図１２、１４に示されたように、１０ｎｍ以下の析出物密度は８．７３×１０^９個／ｍｍ^３程度にとどまる。

本発明によると、引張強さ５９０ＭＰａ以上であり、かつ疲労特性、伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板を提供できる。自動車部品に適用した場合、自動車の軽量化、安全性向上を図ることができる。特に本発明の溶融めっき鋼板及び合金化溶融めっき鋼板は、前記した優れた特性と共に防錆性に優れる。このため、シャシーフレームなどにも適用でき、自動車の軽量化に大きく貢献できる。このように、本発明は、特にシャシーフレームなどの自動車部品用鋼板の分野に好適に適用できる。

Claims (14)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
   Ｍｎ：１．０〜２．５％、
   Ｐ：０．１％以下、
   Ｓ：０．０２％以下、
   Ａｌ：０．０１〜１．２％、
   Ｔｉ：０．０６〜０．１５％、
   Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなり、
   引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、かつ引張強度と降伏強度との比が０．８０以上であり、
   ミクロ組織が、面積率４０％以上のベイナイトと、残部としてフェライト及びマルテンサイトのうちいずれか一方又は両方とからなり、
   １０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出物密度が１０^１０個/ｍｍ^３以上であり、
   表面から深さ２０μｍにおける硬度（Ｈｖｓ)と、板厚中心の硬度（Ｈｖｃ）との比（Ｈｖｓ／Ｈｖｃ）が、０．８５以上であることを特徴とする疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板。
2. 疲労強度比が０．４５以上であることを特徴とする請求項１に記載の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板。
3. 平均転位密度が１×１０^１４ｍ^−２以下であることを特徴とする請求項１に記載の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板。
4. 更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％から選択される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に記載の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板。
5. 請求項１に記載の高強度鋼板と、前記高強度鋼板の表面に設けられた溶融めっき層とを有することを特徴とする疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた溶融めっき鋼板。
6. 前記溶融めっき層が亜鉛からなることを特徴とする請求項５に記載の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた溶融めっき鋼板。
7. 請求項１に記載の高強度鋼板と、前記高強度鋼板の表面に設けられた合金化溶融めっき層とを有することを特徴とする疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた合金化溶融めっき鋼板。
8. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
   Ｍｎ：１．０〜２．５％、
   Ｐ：０．１％以下、
   Ｓ：０．０２％以下、
   Ａｌ：０．０１〜１．２％、
   Ｔｉ：０．０６〜０．１５％、
   Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼片を１１５０〜１２８０℃に加熱し、Ａｒ_３点以上の温度で仕上げ圧延が終了する条件で熱間圧延して、熱延材を得る工程と、
   前記熱延材を６００℃以下の温度域で巻き取り、熱延鋼板を得る工程と、
   前記熱延鋼板を酸洗する工程と、
   前記酸洗された熱延鋼板に対して０．１〜５．０％の伸び率で第１のスキンパス圧延を施す工程と、
   最高加熱温度（Ｔｍａｘ℃）が６００〜７５０℃の温度範囲であり、かつ６００℃以上での保持時間（ｔ秒）が下記式（１）、（２）を満たす条件で、前記熱延鋼板を焼鈍する工程と、
   前記焼鈍された熱延鋼板に対して第２のスキンパス圧延を施す工程を有することを特徴とする請求項１に記載の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れる高強度鋼板の製造方法。
   530-0.7×Tmax ≦ t ≦ 3600-3.9×Tmax・・・（１）
   ｔ＞0・・・（２）
9. 前記第２のスキンパス圧延では、伸び率を０．２〜２．０％に設定することを特徴とする請求項８に記載の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れる高強度鋼板の製造方法。
10. 前記巻取り後の熱延鋼板において、含有されるＴｉの１／２以上が固溶状態で存在することを特徴とする請求項８に記載の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れる高強度鋼板の製造方法。
11. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
    Ｍｎ：１．０〜２．５％、
    Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０１〜１．２％、
    Ｔｉ：０．０６〜０．１５％、
    Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼片を１１５０〜１２８０℃に加熱し、Ａｒ_３点以上の温度で仕上げ圧延が終了する条件で熱間圧延して、熱延材を得る工程と、
    前記熱延材を６００℃以下の温度域で巻き取り、熱延鋼板を得る工程と、
    前記熱延鋼板を酸洗する工程と、
    前記酸洗された熱延鋼板に対して０．１〜５．０％の伸び率で第１のスキンパス圧延を施す工程と、
    最高加熱温度（Ｔｍａｘ℃）が６００〜７５０℃の温度範囲であり、かつ６００℃以上での保持時間（ｔ秒）が下記式（１）、（２）を満たす条件で、前記熱延鋼板を焼鈍し、溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を形成して溶融めっき鋼板とする工程と、
    前記溶融めっき鋼板に対して第２のスキンパス圧延を施す工程を有することを特徴とする請求項５に記載の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた溶融めっき鋼板の製造方法。
    530-0.7×Tmax ≦ t ≦ 3600-3.9×Tmax・・・（１）
    ｔ＞0・・・（２）
12. 前記第２のスキンパス圧延では、伸び率を０．２〜２．０％に設定することを特徴とする請求項１１に記載の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れる溶融めっき鋼板の製造方法。
13. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
    Ｍｎ：１．０〜２．５％、
    Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０１〜１．２％、
    Ｔｉ：０．０６〜０．１５％、
    Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼片を１１５０〜１２８０℃に加熱し、Ａｒ_３点以上の温度で仕上げ圧延が終了する条件で熱間圧延して、熱延材を得る工程と、
    前記熱延材を６００℃以下の温度域で巻き取り、熱延鋼板を得る工程と、
    前記熱延鋼板を酸洗する工程と、
    前記酸洗された熱延鋼板に対して０．１〜５．０％の伸び率で第１のスキンパス圧延を施す工程と、
    最高加熱温度（Ｔｍａｘ℃）が６００〜７５０℃の温度範囲であり、かつ６００℃以上での保持時間（ｔ秒）が下記式（１）、（２）を満たす条件で、前記熱延鋼板を焼鈍し、溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を形成して溶融めっき鋼板とし、前記溶融めっき鋼板に対して合金化処理を施して前記溶融めっき層を合金化溶融めっき層とする工程と、
    前記合金化処理が施された溶融めっき鋼板に対して第２のスキンパス圧延を施す工程を有することを特徴とする請求項７に記載の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた合金化溶融めっき鋼板の製造方法。
    530-0.7×Tmax ≦ t ≦ 3600-3.9×Tmax・・・（１）
    ｔ＞0・・・（２）
14. 前記第２のスキンパス圧延では、伸び率を０．２〜２．０％に設定することを特徴とする請求項１３に記載の疲労特性と伸び及び衝突特性に優れる合金化溶融めっき鋼板の製造方法。