JP5320681B2

JP5320681B2 - 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法

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Publication number: JP5320681B2
Application number: JP2007070677A
Authority: JP
Inventors: 達也中垣内; 才二松岡; 広志松田; 周作高木
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2007-03-19
Filing date: 2007-03-19
Publication date: 2013-10-23
Anticipated expiration: 2027-03-19
Also published as: JP2008231480A

Description

本発明は、自動車用鋼板としての用途に好適な耐衝撃特性に優れる高強度冷延鋼板に関するものである。

近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。自動車の衝突時に各部位が受ける歪速度は１０³／ｓ程度に達するため、このような高速度域での耐衝撃特性が特に重要となる。
耐衝撃吸収特性に優れる高強度鋼板としては特許文献１に開示されているようなフェライトとマルテンサイトの複合組織からなる二相組織鋼板（ＤＰ鋼板）が代表的である。また、特許文献２では残留γの塑性誘起変態を利用したＴＲＩＰ鋼において、耐衝撃特性を向上させる技術が開示されている。
特開平９−１１１３９６号公報特開２００１−１１５６５号公報

しかしながら、本来降伏強度が低いＤＰ鋼板が高い衝撃吸収能を示すのは、プレス加工による加工硬化が大きいこと、および加工歪が入るとそれに続く塗装焼付け工程で歪時効を生じて降伏強度が大きく上昇することがその理由であり、曲げ加工など加工量の小さな部品では必ずしも十分な衝撃吸収能を発揮しないという問題があった。さらに、ＤＰ鋼では１０〜３０％程度の高い歪域での衝撃吸収エネルギーが高いという特徴があり、前面衝突部位など衝突時にある程度変形して衝突エネルギーを吸収する部位には適しているが、側面衝突部位のように乗員空間確保の観点から小さい歪域で高い吸収エネルギーが必要となる部位に対しては要求特性を十分満足しているとは言えなかった。また、特許文献２に示すＴＲＩＰ鋼も、上記ＤＰ鋼と同様の問題を有している。
本発明は、自動車用、家電用及び機械構造用等に用いられる冷延鋼板について、プレス加工による歪の導入がなくても、低歪域での吸収エネルギーが大きく、耐衝突特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記した課題を達成し、耐衝撃特性に優れる冷延鋼板を製造するため、鋼板の組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、合金元素を適正に調整して、焼鈍時に再結晶温度域である５００℃〜Ａｃ₁変態点の温度範囲を１０℃／ｓ以上の平均昇温速度（平均加熱速度）で加熱することにより昇温時の再結晶を抑制し、その後Ａ₁変態点〜（Ａ₃変態点＋３０℃）の温度域で１０秒以上保持して逆変態により微細なγを生成させた後、冷却することにより、フェライト相を主相として、低温変態相（マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γのうち、１種または２種以上）が微細に分散し、耐衝撃特性が著しく向上する知見を得た。

このとき、逆変態により生成するγが微細になる理由については必ずしも明確ではないが、以下のように考えられる。すなわち、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの少なくとも１種が添加されそれらの微細炭窒化物のピン止め力により加熱時の再結晶が抑制される。特に加熱速度が１０℃／ｓ以上ではほとんど再結晶が起こらず未再結晶αのままＡ₁変態点以上のα十γ２相域温度（フェライトとオーステナイトの２相域）となり、高転位密度部、不均一変形部などの優先核生成サイトにおいて、加工αからの再結晶α核生成とα→γ変態核生成の競合が生じる。このとき、α→γ変態の駆動力の方が再結晶の駆動力よりも大きいため、再結晶α核生成より優先してγ核が次々と生成し、優先核生成サイトを占有する。その結果、逆変態により生成するγは非常に微細となると考えられる。

本発明は、上記した知見に基づいて構成されたものであり、本発明の請求項１による高強度冷延鋼板は、
Ｃ：０．０５〜０．２５質量％以下、Ｓｉ：１．０〜２．０質量％、Ｍｎ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．１０質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１〜２質量％含み、かつＮｂおよびＶのうち１種または２種を合計で０．０１〜０．２質量％含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
鋼組織として、フェライトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γのうち１種または２種以上からなる低温変態相と、を有し、
該低温変態相の体積率が１０〜５０ｖｏｌ．％、かつ該低温変態相の平均結晶粒径が２μｍ以下であり、近接する該低温変態相間の平均距離が２μｍ以下であることを特徴とする。

さらに、本発明の請求項２による高強度冷延鋼板は、請求項１において、
鋼組成として、さらに、下記Ａ群、Ｂ群およびＣ群のうち１群又は２群以上に規定される成分を当該規定範囲内で含有することを特徴とする。
（Ａ群）ＣｒおよびＭｏ：１種または２種合計で０．０５〜２．０質量％
（Ｂ群）Ｂ：０．００５質量％以下
（Ｃ群）Ｃａおよび希土類元素：１種または２種以上の合計で０．０１質量％以下

さらに、本発明の請求項３による高強度冷延鋼板は、請求項１または２において、
溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を表面に有することを特徴とする。
さらに、本発明の請求項４による高強度冷延鋼板の製造方法は、
請求項１または２に記載の前記鋼組成を有する鋼素材に熱間圧延及び冷間圧延を施した後、連続焼鈍を施し、
前記連続焼鈍では、前記冷間圧延により製造した鋼板を、５００℃〜Ａ₁変態点における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上としてＡ₁変態点まで昇温し、次いでＡ_l変態点〜（Ａ₃変態点＋３０℃）の温度域に１０秒以上保持した後、５５０℃以上における平均冷却速度を５℃／ｓ以上として５５０℃以下まで冷却することを特徴とする。

さらに、本発明の請求項５による高強度冷延鋼板の製造方法は、
前記冷却中又は前記冷却後に、鋼板表面に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする。
さらに、本発明の請求項６による高強度冷延鋼板の製造方法は、
前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、４８０〜５５０℃で５〜６０秒間保持して、前記溶融亜鉛めっき処理により形成した亜鉛めっき層を合金化することを特徴とする。
なお、本明細書及び請求項の記載について「Ａ〜Ｂ」の表記は、境界値となるＡ及びＢを範囲に含める意味である（Ａ，Ｂは、任意の数字又は文字である）。

本発明の鋼板は、低歪域での吸収エネルギーが大きく、耐衝突特性に優れる。

以下、本発明の実施の形態について具体的に説明する。なお、以下の記載において、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
［高強度冷延鋼板について］
本実施形態にかかる高強度冷延鋼板は、Ｃ：０．０５〜０．２５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜２％含み、かつＴｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上を合計で０．０１〜０．２％含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する。さらに、鋼組織として、フェライトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γのうち１種または２種以上からなる低温変態相（以下、単に「低温変態相」と記述することもある。）と、を有し、該低温変態相の体積率が１０〜５０ｖｏｌ．％、かつ該低温変態相の平均結晶粒径が２μｍ以下であり、近接する該低温変態相間の平均距離が２μｍ以下である。

次に、各成分組成について具体的に説明する。
（Ｃ：０．０５〜０．２５％）
Ｃは鋼の強化に有用な元素であり、マルテンサイト等の低温変態相を生成させる上でも重要な元素である。しかし、含有量が０．０５％に満たないとその添加効果に乏しく、一方、０．２５％を超えて含有させると延性や溶接性が劣化するため、Ｃは０．０５〜０．２５％の範囲に限定した。
（Ｓｉ：２．０％以下）
Ｓｉは固溶強化成分として、強度−伸びバランスを改善しつつ強度を向上させるのに有効に寄与するが、過剰な添加は、延性や表面性状、溶接性を劣化させるので、Ｓｉは、２．０％以下で含有させるものとした。なお、溶融亜鉛めっきを施す場合にはめっき性の観点からＳｉ量を１．０％以下とするのが好ましい。

（Ｍｎ：１．０〜３．０％）
Ｍｎは鋼の強化に有効な元素であり、マルテンサイト等の低温変態相の生成を促進する。このような作用は、Ｍｎ含有量が１．０％以上で認められる。ただし、Ｍｎを３．０％を超えて過剰に添加すると、過度の第２相分率（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの体積率）の増加や固溶強化量の増加により強度上昇が著しくなり、延性の低下を招く。従って、Ｍｎ量を１．０〜３．０％とする。
（Ｐ：０．１０％以下）
Ｐは鋼の強化に有効な元素であるが、０．１０％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、衝撃特性を劣化させる。従って、Ｐ量を０．１０％以下とする。

（Ｓ：０．０２％以下）
ＳはＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因になるので極力低い方が良いが、製造コストの面から０．０２％以下とする。
（Ａｌ：０．０１〜２．０％）
Ａｌは脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。ここに、Ａｌ量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しくなるので、下限を０．０１％とした。また、ＡｌはＳｉと同様に固溶強化成分として、強度−伸びバランスを改善しつつ強度を向上させるのにも有効に寄与するが、２％を超えて含有するとその効果が飽和するだけでなく、鋼中の介在物の量が増加し延性を低下させる。したがってＡｌの添加量は２．０％以下に限定する。

（Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上を合計で０．０１％〜０．２％）
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは本発明において重要な元素である。これらの元素を添加することによってＴｉＣ、ＮｂＣおよびＶＣ等が析出し、鋼板の再結晶を抑制することにより組織の微細化に有効に働く。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの添加量の合計が０．０１％未満では上記の効果に乏しく、０．２％を超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、析出物が過剰になりフェライトの延性の低下を招く。従ってＴｉ、Ｎｂ、Ｖの添加量の合計を０．０１〜０．２％の範囲とした。なお、好ましい範囲としては０．０２〜０．１％である。

以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
（ＣｒおよびＭｏ：１種または２種の合計で０．０５〜２．０％）
Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも強化成分として必要に応じて含有させることができるが、多量の添加はかえって強度−延性バランスを劣化させる。このため、Ｃｒ及びＭｏの１種または２種を合計で２．０％以下とすることが望ましい。また、上記の作用を発揮させるためには、Ｃｒ、Ｍｏの１種または２種を合計で０．０５％以上含有させることが好ましい。

（Ｂ：０．００５％以下）
Ｂは粒界強度の上昇を通じて加工性を改善する効果を有しており、必要に応じて含有させることができる。しかしながら過剰な含有は加工性を劣化させるため、上限を０．００５％とする。
（Ｃａおよび希土類元素（ＲＥＭ）：１種または２種以上の合計で０．０１％以下）
Ｃａ、ＲＥＭはいずれも硫化物の形態制御により加工性を改善する効果を有しており、必要に応じて１種または２種以上を含有させることができる。しかしながら過剰な添加は清浄度に悪影響を及ぼす恐れがあるため、ＣａおよびＲＥＭの含有量は合計で０．０１％以下とする。

次に鋼組織について説明する。
低温変態相は、強度の上昇および耐衝撃特性の向上に有効に働く。低温変態相の体積率が１０％未満ではその効果に乏しく、５０％を超えると加工性が劣化するため、低温変態相の体積率は１０〜５０％とする。また、低温変態相を微細に分散させることにより耐衝撃特性が向上し、低温変態相の平均結晶粒径が２μｍ以下および近接する低温変態相間の平均距離が２μｍ以下でその効果が顕著となる。従って、低温変態相の平均結晶粒径を２μｍ以下、近接する低温変態相間の平均距離を２μｍ以下とする。さらに高い耐衝撃特性を得るためには低温変態相の平均結晶粒径を１．５μｍ以下とすることが好ましい。フェライト粒径は本発明において特に限定しないが、本発明の構成をとると通常３μｍ以下となる。また、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留γ以外の相としてはパーライトを含む可能性があるが、上記相構成を満たしていればパーライトを含むことは問題ない。

［高強度冷延鋼板の製造方法について］
次に上記構成の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
上記高強度冷延鋼板は、上記の好適成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとし、このスラブに熱間圧延、冷間圧延を施した後、連続焼鈍を行うことで製造される。連続焼鈍では、鋼板を、５００℃〜Ａ₁変態点における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上としてＡ₁変態点まで昇温し、次いでＡ_l変態点〜（Ａ₃変態点＋３０℃）の温度域に１０秒以上保持した後、５５０℃以上における平均冷却速度を５℃／ｓ以上として５５０℃以下まで冷却することで、上記のような鋼組織が形成される。

以下、各工程について具体的に説明する。なお、鋳造、熱間圧延、冷間圧延については、本発明において特に限定されるものではなく、以下に記述する条件は好適な条件である。
［鋳造条件］
使用するスラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。

［熱間圧延条件］
（スラブ加熱温度：１１００℃以上）
スラブ加熱温度は、低温加熱がエネルギー的には好ましいが、加熱温度が１１００℃未満では、炭化物が十分に固溶できなかったり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。なお、酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが望ましい。
なお、スラブ加熱温度を低くしても熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。

（仕上げ圧延終了温度：Ａ₃変態点以上）
仕上げ圧延終了温度がＡ₃変態点未満では、圧延中にαとγが生成して、鋼板にバンド状組織が生成し易くなり、かかるバンド状組織は冷間圧延後や焼鈍後にも残留し、材料特性に異方性を生じさせたり、加工性を低下させる原因となる場合がある。このため、仕上げ圧延温度はＡ₃変態点以上とすることが望ましい。
（巻取り温度：４５０℃〜７００℃）
巻取り温度が４５０℃未満あるいは７００℃を超えると炭窒化物の生成が不十分となったり、巻取り温度の制御が困難となるなどの問題が生じる。このため、巻取り温度は４５０〜７００℃の範囲とするのが望ましい。

なお、本発明における熱延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は０．２５〜０．１０の範囲とすることが好ましい。また、前後のシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。

ついで、好ましくは熱延鋼板の表面の酸化スケールを酸洗により除去した後、冷間圧延に供して所定の板厚の冷延鋼板とする。ここに酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものではなく、常法に従えば良い。
なお、冷間圧延時の圧下率は焼鈍時、逆変態により生成するγの核生成サイトを増やし、結晶粒の微細化を促すという観点から４０％以上とすることが好ましい。

［連続焼鈍条件］
（５００℃〜Ａ₁変態点における平均加熱速度：１０℃／ｓ以上）
加熱速度は本発明における製造方法の中で最も重要な条件となる。本発明の鋼における再結晶温度域である５００℃からＡ₁変態点における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上とすることで、加熱昇温時の再結晶が抑制され、Ａ₁変態点以上で生成するγの微細化、ひいては焼鈍冷却後の組織の微細化に有効に働く。平均加熱速度が１０℃／ｓ未満では、加熱昇温時にαの再結晶が起こり、α中に導入された歪が開放され十分な微細化が達成できなくなる。
従って、５００℃〜Ａ₁変態点における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上とした。該平均加熱速度の好ましい範囲は２０℃／ｓ以上である。

（Ａ₁変態点〜（Ａ₃変態点＋３０℃）で１０秒以上保持）
加熱温度がＡ₁変態点未満あるいは、Ａ₁変態点〜（Ａ₃変態点＋３０℃）の加熱温度域における保持時間が１０秒未満では、焼鈍時のγの生成が不十分となり、焼鈍冷却後に十分な量の第２相が確保できなくなる。また、加熱温度が（Ａ₃変態点＋３０℃）を超えると、焼鈍中のγ粒の成長が激しく、十分な微細化が達成できなくなる。この加熱温度域における保持時間の上限は、エネルギー的な観点およびγの粗大化抑制から３００秒以下とすることが好ましい。

（加熱温度から５５０℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上）
平均冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却中のγ→α変態の過冷度が小さくなり、結晶粒が粗大化する。また冷却時にパーライトが生成し、十分な量の低温変態相が得られなくなる。
また、５５０℃以下まで冷却した後に過時効処理を施してもよい。その際、過時効処理の条件は特に限定しないが、保持温度２５０〜５５０℃、保持時間１０〜１０００秒の範囲とすることが好ましい。
以上のような製造方法とすることにより、前記の微細組織（低温変態相）を有し、低歪域での耐衝撃特性に優れる高強度冷延鋼板を得ることができる。

上記の焼鈍を連続溶融亜鉛めっきラインで行い、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することも可能である。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造においては、めっき処理後、４８０〜５５０℃で５〜６０秒保持して、溶融亜鉛めっき皮膜の合金化を行う。
なお、前記の焼鈍後の鋼板または溶融亜鉛めっき処理後の鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）には、形状矯正、表面粗度等の調整のため調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。

次に、本発明の効果を確認する試験を行ったので、説明する。
まず、表１に示す組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を板厚３．０ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延の条件は、仕上げ温度９００℃、冷却速度１０℃／ｓ、巻取り温度６００℃とした。

次いで、熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍとした。
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２に示す処理を施した。

なお、表２中、連続焼鈍条件の「加熱温度」及び「保持時間」は、Ａ_l変態点〜（Ａ₃変態点＋３０℃）の温度域での加熱温度及び保持時間である。
表２に示す処理後、得られた鋼板のミクロ組織、引張特性および耐衝撃特性について調査を行い、その結果を表３に示した。

なお、組織は鋼板の板厚１／４部の圧延方向断面について、走査型電子顕微鏡を用いて５０００倍の視野で観察し、フェライトと低温変態相の面積率を求めてこれを体積率とした。低温変態相の平均粒径については、走査型電子顕微鏡を用いて５０００倍で観察し、視野の低温変態相の面積の合計を当該低温変態相の個数で割って平均面積を求め、その１／２乗を平均粒径とした。また、近接する低温変態相間の平均距離は、次のようにして決定した。まず、任意に選んだ低温変態相について、当該低温変態相内の任意に選んだ１点から周囲に存在する別の各低温変態相の最近接粒界までの距離を求め、その中で最も距離の短い３個の測定値の平均をその低温変態相の近接距離とした。同様に合計１５個の低温変態相について近接距離を求め、これら１５個の平均値をその鋼の近接する低温変態相間の平均距離とした。

引張特性は無加工の鋼板の圧延方向と直角方向から採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、歪速度１０^-3／ｓで引張試験を行い測定した。なお、表３中、「ＹＳ」は降伏強度、「ＴＳ」は引張強度、「ＹＲ」は降伏比、「Ｅｌ」は全伸び（破断伸び）である。
衝撃吸収特性は、同じく無加工の鋼板の圧延方向と直角方向から採取した平行部の幅５ｍｍ、長さ７ｍｍの試験片を用い、歪速度２０００／ｓで引張試験を行ったときの歪量５％までの吸収エネルギーで評価した（鉄と鋼、８３（１９９７）、ｐ．７４８）。吸収エネルギーは応力−真歪曲線を歪量０〜５％の範囲で積分することにより求めた。

結果、表３に示すように、本発明例では歪速度が２０００／ｓで歪量が５％までの吸収エネルギーと静的なＴＳとの比（ＡＥ／ＴＳ）が０．０５以上となり、高い耐衝撃特性を有することが確認された。
従って、本発明例によれば、耐衝撃特性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、自動車の軽量化と衝突安全性向上との両立を可能とし、自動車車体の高性能化に大きく寄与するという優れた効果を奏する。

Claims

Ｃ：０．０５〜０．２５質量％以下、Ｓｉ：１．０〜２．０質量％、Ｍｎ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．１０質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１〜２質量％含み、かつＮｂおよびＶのうち１種または２種を合計で０．０１〜０．２質量％含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
鋼組織として、フェライトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留γのうち１種または２種以上からなる低温変態相と、を有し、
該低温変態相の体積率が１０〜５０ｖｏｌ．％、かつ該低温変態相の平均結晶粒径が２μｍ以下であり、近接する該低温変態相間の平均距離が２μｍ以下であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
鋼組成として、さらに、下記Ａ群、Ｂ群およびＣ群のうち１群又は２群以上に規定される成分を当該規定範囲内で含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。（Ａ群）ＣｒおよびＭｏ：１種または２種合計で０．０５〜２．０質量％
（Ｂ群）Ｂ：０．００５質量％以下
（Ｃ群）Ｃａおよび希土類元素：１種または２種以上の合計で０．０１質量％以下
溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を表面に有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
請求項１または２に記載の前記鋼組成を有する鋼素材に熱間圧延及び冷間圧延を施した後、連続焼鈍を施し、
前記連続焼鈍では、前記冷間圧延により製造した鋼板を、５００℃〜Ａ₁変態点における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上としてＡ₁変態点まで昇温し、次いでＡ₁変態点〜（Ａ₃変態点＋３０℃）の温度域に１０秒以上保持した後、５５０℃以上における平均冷却速度を５℃／ｓ以上として５５０℃以下まで冷却することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
前記冷却中又は前記冷却後に、鋼板表面に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする請求項４に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、４８０〜５５０℃で５〜６０秒間保持して、前記溶融亜鉛めっき処理により形成した亜鉛めっき層を合金化することを特徴とする請求項５に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。