低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法

专利名称：：低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及适用于汽车及家电等领域的压制加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法，特别涉及适合于汽车的燃料罐用途的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法。
背景技术：
：近年来，对于汽车用钢板，以由减轻车体重量带来的燃油效率的提高为目的进行高强度化。对于燃料罐用钢板也同样，进行罐的轻量化及车体设计的复杂化，而且从燃料罐的收纳设置场所的关系考虑，进行燃料罐形状的复杂化，要求优良的成形性及高强度化。以往，为了满足兼顾如此的成形性和高强度化的愿望，开发出了在向超低碳钢中添加了如Ti及Nb那样的碳氮化物形成元素而成的IF(InterstitialFree,无间隙)钢中添加有P、Si及Mn等固溶强化元素的高强度IF钢。但是，在燃料罐中使用高强度钢板时，存在直角对接状(拝^状)缝焊部的抗拉强度在低温下低的问题。也就是说，存在即使将钢板高强度化，焊接接头强度也无法与钢板的高强度化相称地提高的问题。这是因为通过焊接上下2个杯状部件的翼缘部分来制造罐，罐的缝焊部如图1所示地成为直角对接状的形状(截面观察的形状为钢板的翼缘与合手参拜的形状一致地进行缝焊，以下也将该焊接部记为直角对接状缝焊部或直角对接状焊接部。)，尤其在高强度钢板的情况下，应力容易集中，韧性降低，从而使得抗拉强度降低。这样就对作为重要保护部件的燃料罐在低温地带受到由冲撞带来的冲击时的耐破坏性产生担心。此外，IF钢由于将C及N等以Nb或Ti的碳化物或氮化物的形式析出固定，因此晶界变得非常洁净，存在成形后因晶界破坏而容易发生二次加工脆化的问题。此外，在高强度IF钢的情况下，由于通过固溶强化元素对晶粒内进行强化，相对的晶界强度的降低变得显著，因此也存在促进二次加工脆化的问题。此外，还一直在寻求对于因汽油及乙醇或汽油劣化而产生的有机酸，不生成成为过滤器堵塞的原因的腐蚀生成物的、不产生穿孔腐蚀的钢板。对于这样的要求，以往，提出了在钢板表面实施镀Pb-Sn合金、镀A1-Si合金、镀Sn-Zn合金及镀Zn-Al合金的方法，并一直在应用。因此，对于成为基体的钢板，这些合金的热浸镀性必须良好。提出了几种避免上述问题中的二次加工脆化发生的方法(例如参照日本特开平5-59491号公报及日本特开平6-57373号公报)。例如，在特开平5-59491号公报中，为了避免由晶界偏析造成的耐二次加工脆化的劣化，提出了以添加Ti的IF钢为基础，使P含量尽量降低，以该降低的量的程度大量添加Mn、Si,由此得到耐二次加工脆性优良的高强度钢板的技术。此外，在日本特开平6-57373号公报中，提出了使用超低碳素钢板，通过除添加Ti及Nb以外还添加B来提高晶界强度，提高耐二次加工脆性的技术。在该日本特开平6-57373号公报中记载的技术中，以提高耐二次加工脆性及防止与奥氏体晶粒的再结晶的延迟相伴的热轧时的负荷的增大为目的，使B含量最佳化。此外，以改善焊接性为目的也提出了几种方法(例如参照日本特开平7-188777号公报、日本特开平8-291364号公报、日本特开2001-288534号公报)。例如，日本特开平7-188777号公报中记载的技术是，在退火时使添加有Ti及/或Nb的超低碳素钢板渗碳，在表层形成马氏体及贝氏体组织，以提高点焊性。此外，日本特开平8-291364号公报中记载的技术是，在超低碳素钢中添加Cu，使焊接时的热影响部扩展，由此提高点焊接头强度。另外，日本特开2001-288534号公报中记载的技术是，通过在钢中添加Mg，在钢板中生成Mg氧化物及/或Mg硫化物，利用钉扎效果来谋求焊接部、热影响部的细粒化，从而防止焊接部的疲劳强度的劣化的技术，在《鉄^:鋼》第65号(1979)第8号1232页中公开了在厚钢板中使TiN微细分散来改善焊接部热影响部的韧性的技术。再有，还提出了几种以改善高强度钢板的热浸镀性为目的的技术(参照日本特开平5-255807号公报及日本特开平7-278745号公报)。例如，在日本特开平5-255807号公报中记载的热浸镀锌高强度冷轧钢板中，将阻碍热浸镀性的S的含量限制在0.03质量％以下，并将P的含量限制在0.010.12%，另一方面，作为强化元素积极地添加Mn及Cr。此外，在日本特开平7-278745号公报中记载的高张力合金化镀锌钢板中，通过将Si含量和Mn含量的相互关系规定在特定的范围内，谋求了热浸镀锌合金性的改善。还有为了改善耐二次加工脆性，通过添加B，并使Mn-P的添加平衡最佳化，提供高强度、耐二次加工脆性优良的钢板的技术(日本特开2000-192188号公报)。此外，还公开了为了改善耐二次加工脆性而添加B、Ti、Nb的技术(日本特开平6-256900号公报)。再有，还公开了有关用于改善罐特有的直角对接状焊接部的抗拉强度的焊接方法的技术(日本特开2007-119808号公报)及有关深拉深用、压制加工用高强度钢板的技术(日本特开2007-169739号公报、日本特开2007-169738号公报、日本特开2007-277713号公报、日本特开2007-277714号公报)。但是，上述的以往技术存在以下所示的问题。也就是说，采用日本特开平5-59491号公报及日本特开平6-57373号公报中记载的方法制作的钢板虽然加工性良好，但是如果像燃料罐那样在严格的条件下进行压制成形加工，则耐二次加工脆性变得不充分，而且存在将该冷轧钢板焊接而得到的焊接接头的直角对接状焊接部的强度低的问题。此外，日本特开平7-188777号公报中记载的方法虽然在退火中渗碳，但在实际的制造设备中由于通板速度、气氛气体组成及温度不稳定，因此存在渗碳量变化，在制造的钢板间材质的波动增大，难以制造稳定的钢板的问题。另外，日本特开平8-291364号公报中记载的方法由于添加大量的Cu，因而多发生Cu造成的表面缺陷，存在成品率下降的问题。此外，日本特开2001-288534号公报及《鉄i:鋼》第65号(1979)第8号1232页中记载的方法虽然在焊接后的冷却速度比较慢的电弧焊接等中具有效果，但存在在冷却速度快的缝焊等中未发现其效果的问题。此外，在日本特开2001-288534号公报及《鉄cb鋼》第65号(1979)第8号1232页中记载的厚钢板和燃料罐所使用的薄钢板中，成分不同，而且焊接部的形状也不同，因而不能说是能够立刻应用的技术。另外，日本特开平5-255807号公报及日本特开平7-278745号公报中记7载的钢板虽然热浸镀锌性良好，但存在焊接性及耐二次加工脆性不充分的问题。曰本特开2000-192188号公报由于为了确保强度而大量添加P，而且P和B的平衡没有达到最佳，因此存在无法得到良好的低温韧性的缺陷。日本特开平6-256900号公报为了提高成形性而使用大量的Ti，因而不能充分确保焊接部的强度及韧性，此外即使Ti的添加量适当，也存在因Nb少而不能充分确保加工性的问题。曰本特开2007-119808号公报是采用激光焊接进行改善的技术，在燃料罐制造中使用的缝焊中难以应用，此外，未谈及通过改善母材特性来改善焊接部特性的技术。日本特开2007-169739号公报及日本特开2007-169738号公报虽然是用于改善母材特性的技术，但存在耐蚀性低、而且根据条件不同使得直角对接状缝焊部的韧性低、制钢成本高、加工性低的问题。此外，日本特开2007-277713号公报、日本特开2007-277714号公报存在的问题是根据条件不同使得直角对接状缝焊部的韧性低，而且在曰本特开2007-277713号公报中还有导致加工性下降的问题。如以上所述，在以往见解中有提高耐二次加工脆性的技术、及改善厚钢板领域的嬋接部韧性的技术。但是，燃料罐在制造工序中具有被称为压制的加工工序，有被称为缝焊的热处理工序，因此不仅母材的特性重要，而且加工后热处理后的特性也变得重要。也就是说，在采用高强度钢的情况下，一般韧性下降，因而耐二次加工脆性和焊接部韧性同时变得重要。另外在对表面进行镀覆后成为制品，因此镀覆性及耐蚀性也变得重要。但是，在以往技术中，如上所述，还没有同时提高以上所有项目的技术。特别是还没有使焊接部韧性提高的技术，所述焊接部韧性对下述部分的抗拉强度有影响，该部分是对将薄钢板压制加工而制得的上表面和下表面进行缝焊而得到的部分、即直角对接状接合部。
发明内容本发明是针对上述问题而完成的，作为其课题的地方在于，提供压制加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法，该钢板具有3S0MPa以上且低于540MPa的抗拉强度，具有可用于汽车领域特别是燃料罐用途的压制成形性，还具有优良的耐二次加工脆性及优良的缝焊部低温韧性、以及优良的镀覆性。此外，近年来，从削减co2的观点出发，生物燃料的使用扩大，但在选择燃料罐用材料方面存在以下的课题。也就是说，以往，如果采用镀锌钢板，在采用生物燃料内的尤其是生物柴油燃料的情况下，有镀锌容易溶解、在共轨等中滞留油烟，堵塞喷射器的课题。另一方面，如果将镀铝钢板用于生物汽油，则有汽油中所含的乙醇溶解镀铝的课题。此外，如果作为燃料罐采用塑料，则有生物柴油或生物汽油向燃料罐渗入、或从燃料罐漏出的课题。特别是这些课题的主要原因是由于生物燃料与以往的燃料相比，如果燃料分解，则生成酸，因此，与以往相比酸性增强。本发明是为解决上述课题，就Ti、B、P对燃料罐特有的直角对接状缝焊部的韧性及耐二次加工脆性的影响、以及镀覆性进行研究而得出的结果，作为其要旨的地方为如权利要求范围中所述的下记内容。(1)一种低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，具有冷轧钢板和形成于所述冷轧钢板表面上的热浸镀层；所述冷轧钢板以质量％计含有C:0細50.0050%、Si:大于0.3%且为1.0%以下、Mn:0.702.0%、P:0.05%以下、Ti:0.0100.050%、Nb:0.0100.040%、B:0細50駕0%、S:0.010%以下、Al:0.010.30%、N:0.00100.01o/o，余量为Fe及不可避的杂质；在将Ti含量(°/。)表示为[Ti]、将B含量(％)表示为[B]、将P含量(%)表示为[P]时，由下述式<八>表示的TB'为0.03以上且0.06以下，并且满足下述式〈B〉。TB*=(0.11—[Ti])/(In([B]X10000))<A>[P]《10X[B]+0.03<B>(2)根据上述(1)所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，所述冷轧钢板以质量％计还含有以下元素中的l种或2种以上Cu:0.011%、Ni:0.011%、Cr:0.011%、Mo:0細10/0。(3)根据上述(1)或(2)所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，所述冷轧钢板以质量％计不超过以下的量地含有As、Sn、Pb、Sb各元素，并且，这些元素的总量不超过0.02%地含有。As:0,012%Sn:0.010%Pb:0細％Sb:0.004%(4)根据上述(1)(3)中任一项所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，形成于所述冷轧钢板表面上的热浸镀层含有18.8%的Zn和余量卫Sn:91.299.0%及不可避的杂质，该镀层附着量为每单面10150g/m2。(5)根据上述(1)(4)中任一项所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，按拉深比为1.9而成形加工后的耐二次加工脆性温度为一5(TC以下。(6)根据上述(1)(5)任一项所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，直角对接状缝焊部的拉伸试验中的延性脆性转变温度为一4(TC以下。(7)—种低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序对具有上述(1)(3)中任一项中记载的成分组成的钢水进行连续制造而得到板坯的工序；在加热为105(TC以上且1245'C以下进行5小时以内、精加工温度为Ar3温度以上且910'C以下、巻取温度为750°C以下的条件下对所述板坯进行热轧而得到热轧巻材的工序；以50%以上的冷轧率对所述热轧巻材进行冷轧而形成规定厚度的冷轧巻材的工序；在再结晶温度以上的温度下对所述冷轧巻材进行退火，然后对巻材表面实施热浸镀的工序。(8)根据上述(7)所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，还具有如下工序在再结晶温度以上的温度下对所述冷轧巻材进行退火，然后以镀层含有18.8M的Zn和余量为Sn:91.299%及不可避的杂质、且镀层附着量为每单面10150g/m2的方式对巻材表面实施热浸镀。(9)根据上述(7)或(8)所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，在实施热浸镀之前实施Fe-Ni的预镀。图1是表示在剥离试验方法中的形成了直角对接状缝焊部的试验片的截面图。图2是表示Ti、B对直角对接状缝焊部的延性脆性转变温度的影响的图。图3是表示耐二次加工脆性评价试验方法的图。图4是表示P、B对耐二次加工脆性的影响的图。图5是表示在模拟焊接热影响部的热处理试验后施加冲击而破坏的断面的一例子的照片。具体实施例方式以下，对用于实施本发明的最佳的方式进行详细地说明。再者，在以下的说明中，组成中的质量％只记载为％。本申请发明者为得到具有在以往技术中非常难得到的优良的压制成形性、且具有优良的耐二次加工脆性和直角对接状焊接部的抗拉强度、以及优良的镀覆性的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，反复进行了锐意研究。其结果是，发现尤其通过将Ti、B、P的含量确定在特定范围内，在380MPa以上且低于540MPa的抗拉强度的情况下，具有可适用于汽车领域、尤其燃料罐用途的压制成形性，实现优良的耐二次加工脆性和直角对接状焊接部的抗拉强度、以及优良的镀覆性，由此完成本发明。也就是说，本发明的压制加工用热浸镀高强度钢板(以下简称为热浸镀钢板)的特征在于，具有冷轧钢板、和形成于所述冷轧钢板表面上的热浸镀层；所述冷轧钢板以质量。/。计含有C:0.00050.0050%、Si:大于0.3%且为1.0%以下、Mn:0.702.0%、P:0.05%以下、Ti:0.0100.050%、Nb:0.0100.040o/o、B:0.00050.0030%、S:0.010%以下、Al:0.010.90°/。、N:0.00100.01%，余量为Fe及不可避的杂质；在将Ti含量(％)表示为[Ti]、将B含量(％)表示为[B]、将P含量(％)表示为[P]时，由下述式〈A〉表示的TB'为0.03以上，并且满足下述式〈B〉。TB*=(0.11—[Ti])/(In([B]XIOOOO))<A〉[P]《10X[B]+0.03<B〉首先，对本发明的热浸镀钢板的数值限定理由进行说明。<C:0細50.0050%〉C在本发明中是非常重要的元素。具体而言，C是为了与Nb及Ti结合形成碳化物而实现高强度化的非常有效的元素。但是，如果C含量超过0.0050%，即使添加固定C所需要的Ti及Nb，也使得加工性下降，而且缝焊及激光焊接时的直角对接状缝焊部韧性也降低。另一方面，在本发明的热浸镀钢板中，即使C含量低，也能够用其它强化方法来补充，但在C含量低于0.0005%时，则难以确保强度，而且制钢时的脱碳成本上升。因而，将C含量规定为0.00050.0050。/。。此外，在要求非常高的加工性及焊接部韧性的情况下，优选将C含量规定为0.0030%以下。<Si:大于0.3%且为1.0%以下〉Si作为固溶强化元素是对高强度化有效的元素，除此之外，本申请发明者还发现通过添加Si超过0.3%、优选添加0.5%以上，热浸镀Sn-Zn后的耐蚀性提高。其理由是因为镀层的凝固组织变得微细，但是这并非是表面Si氧化而成的Si02以层状完全被覆表面，而是不均匀地分布在表面，其在热浸镀Sn-Zn的凝固过程中成为Sn初晶的核生成位点，使核生成位点数增加，因而腐蚀电位低、起到替代防蚀的作用的Zn微细化。因此，腐蚀电位高的Sn充分包住Zn，从而提高耐蚀性。因而，将下限设定为0.3%，优选为0.5%以上。在日本特开2007-169739号公报或日本特开2007-169738号公报中推断耐蚀性低的理由是因为Si含量低。但是，如果Si含量过多，具体而言，如果Si含量超过1.0M，则即使其它条件在本发明的范围内也损害热浸镀性。因而，将Si含量的上限设定为1.0%。生物燃料腐蚀性强，耐蚀性的提高对于生物燃料用罐来说是非常有效的。<Mn:0,702.0%>Mn与Si同样是通过固溶强化提高钢板强度的元素，是为了将以提高耐二次加工脆性、焊接部韧性及热浸镀性为目的的本发明的热浸镀钢板高强度化的重要的元素之一。Mn具有通过使组织微细化实现高强度化的机理、和通过固溶强化带来的高强度化的机理，但在Mn含量低于0.70。/。时，则得不到其添加效果，并且在用其它元素补充时，不能在耐二次加工脆性、焊接部韧性及热浸镀性等全部项目中达到目标。另一方面，如果Mn的含量超过2.0%，则深拉深性的指标即r值的面内各向异性增大，损害压制成形性，并且在钢板的表面生成Mn氧化物，损害热浸镀性。因而，将Mn含量规定为0.702.0%。此外，通过将Mn含量规定为1.0%以上，即使将热轧精加工温度规定在91(TC以下，也能维持钢板的组织，因此优选将Mn含量规定为1.02.0%。<P:0.05%以下〉P是即使添加加工性的劣化也少、通过固溶强化对高强度化有效的元素。但是，P也是因向晶界偏析使而耐二次加工脆性劣化、并且在焊接部产生凝固偏析、使直角对接状缝焊部韧性劣化的元素。此外，P通过到热浸镀时为止的热经历，向钢板的表面偏析，使热浸镀性劣化。具体而言，如果P含量超过0.05%，就产生这些偏析。因而，将P含量限制在0.05。/。以下。再者，不需要特别规定P含量的下限值，但如果使P含量低于0.005%，则精炼成本增高，因而优选将P含量规定在0.005。/。以上。此外，从确保强度的观点出发，优选为0.02%以上。<Ti:0細0細％>Ti具有与C及N的亲和力强、凝固时或热轧时形成碳氮化物、使固溶于钢中的C及N降低、提高加工性的效果。但是，在Ti含量低于0.010%时则没有该效果。另一方面，如果Ti含量超过0.050%，则焊接接头的焊接部的强度及韧性、即直角对接状缝焊部韧性劣化。因而，将Ti含量规定为0.0100.050%。<Nb:0.0100.040%>Nb与Ti同样具有与C及N的亲和力强、凝固时或热轧时形成碳氮化物、使固溶于钢中的C及N降低、提高加工性的效果。但是，在Nb含量低于0.010%时则没有该效果。另一方面，如果Nb含量超过0.040°/。，则再结晶温度升高，需要高温退火，并且焊接接头的焊接部的韧性劣化。因而，将Nb含量规定为0.0100.040°/0。<B:0.00050.0030%〉B是通过向晶界偏析来提高晶界强度、提高耐二次加工脆性的元素。但是，在B含量低于0.0005。/。时则没有该效果。另一方面，如果B含量超过0.0030%，则在焊接时B向y晶界偏析，抑制铁素体相变，焊接部及其热影响部的组织成为低温相变生成组织，因此该焊接部及热影响部硬质化，并且使韧性劣化，其结果是，直角对接状缝焊部韧性劣化。此外，如果大量添加B，还可抑制热轧时的铁素体相变，成为低温相变生成组织的热轧钢板，因而热轧钢板的强度增高，冷轧时的负荷增大。再有，如果B含量超过0.0030°/。，则再结晶温度增高，需要高温下的退火，因而导致制造成本的上升，而且深拉深性的指标即r值的面内各向异性增大，使压制成形性劣化。因而，将B含量规定为0.00050.0030。/。。再者，B含量的优选范围基于上述理由为0.00050.0015%。<S:0.010%以下>S是钢的精炼时不可避免地混入的杂质，与Mn及Ti结合形成析出物，使加工性劣化，因而将S含量限制在0.010。/。以下。再者，要使S含量降低到低于0.0001%，则增加制造成本，因此优选将S含量规定为0.0001%以上。<A1:0.010.30%〉Al是钢精炼时作为脱氧材料使用的元素，但在Al含量低于0.01%时则得不到脱氧效果。但是，如果Al含量超过0.30%，招致直角对接状缝焊部的韧性的降低及加工性的降低。因而，将A1含量规定为0.010.30%。在日本特开2007-169739号公报、日本特开2007-169738号公报、日本特开2007-277713号公报中存在因Al含量高而招致焊接部韧性的降低和加工性的降低的问题。<N:0篇00.01%〉N是钢精炼时不可避免地混入的元素。此外，N形成Ti、Al及Nb的氮化物，对加工性无不良影响，但使焊接部韧性劣化。因而，需要将N含量限制在0.01%以下。另一方面，要使N含量低于0.0010%则制造成本增加。因而，将N含量规定为0.00100.01%。<TB':0.03以上〉TB*=(O.ll—[Ti])/(In([B]X10000))<A〉本申请发明者发现，在规定为Ti含量([Ti])和B含量([B])时，如果由上述式〈A〉规定的TB'的值小，则直角对接状缝焊部的抗拉强度降低。在该TB'的值在0.03以下时，低温时的抗拉强度的降低显著。其理由起因于低温韧性降低及脆性破坏。以下，对本申请发明者发现该事实的实验内容进行说明。本申请发明者，首先，用真空熔解炉将组成在C:0.00050.01%、Si:大于0.3%且为1.0%以下、Mn:0.703.0%、P:0.1%以下、Ti:0.0050.1%、Nb:0.1%以下、B:0.00010,004%、S:0.010%以下、Al:0.010.卯％、N:0.00100.01%的范围内变化的钢熔炼，在1200'C下加热保温1小时后，将精加工温度定为880910'C，热轧到3.7mm的厚度，形成热轧板。接着，在将该热轧板酸洗后进行冷轧，形成厚度为1.2mm的冷轧板。然后，通过在80(TC的温度下保温60秒的循环对该冷轧板进行退火，在对该钢板按lg/m2进行了镀Fe-Ni后，用熔剂法进行镀Sn-Zn。作为Fe-Ni合金镀浴使用在镀Ni的瓦特浴中添加了100g/L硫酸铁的镀浴。作为熔剂是将ZnCl2-NH4Cl水溶液辊涂进行使用、且镀浴中的Zn的组成按7wt。/。来实施。浴温为28(TC，镀覆后通过气体清除来调整镀层附着量。再对热浸镀处理后的钢板实施以Cr"为主体的处理，形成热浸镀钢板。接着，采用该热浸镀钢板，评价了直角对接状缝焊部的韧性。关于评价，如图1所示，将热浸镀钢板la、lb翼缘弯曲加工，以直角对接状进行对置，将该对置部缝焊而形成焊接部2(直角对接状缝焊部)，由此得到试验片，采用该试验片，用夹子固定la部、lb部，以200mm/min.的速度在各种温度下进行拉伸试验(剥离试验)，调査断裂后的断面，求出脆性断面和延性断面各为50%的温度来作为延性脆性转变温度。图2是横轴为B含量，纵轴为Ti含量，是表示这些元素浓度和延性脆性转变温度的图。优选延性脆性转变温度为与在可以使用汽车的寒冷地带的最低气温相当的一4(TC以下，更优选为一5(TC以下。图2是表示Ti、B对延性脆性转变温度的影响的图。图2中的横轴表示B量(ppm)，纵轴表示Ti量(％)。如图2所示，在将Ti含量(％)表示为[Ti]、将B含量(％)表示为[B]时，只要由下述式〈A〉规定的TB'的值在0.03以上，就能使延性脆性转变温度在一4(TC以下。而且更优选TB'的值为0.035以上。TB*=(0.11—[Ti])/(In([B]XIOOOO))<A>可按以下所述推断以上结果的理由。第一，在Ti浓度高时生成TiN，成为破坏的起点。图5是表示在模拟焊接热影响部的热处理试验后通过施加冲击而破坏的断面的一例的照片，但在Ti量多时，尺寸为23nm左右的大小的TiN成为破坏起点。第二，如果B增加，则焊接热影响部的硬度上升、或硬化区域扩展，因此认为在对图1的直角对接状焊接部施加拉伸力时不易变形，按此原理应力集中于一部分，因而局部应力非常高，使得韧性降低。从以上的实验结果和推论得出，在本发明中将TB'的值规定为0.03以上、优选规定为0.035以上。根据Ti、B的范围将0.06作为上限。<[P]《10X[B]+0.03<B〉〉本申请发明者发现通过按特定的关系控制P含量([P])、B含量([B])，使得耐二次加工脆性良好。以下，对发现此事实的实验内容进行说明。本申请发明者首先用真空熔解炉将组成在C:0.00050.01%、Si:大于0,30/0且为1.0%以下、Mn:0.703.0%、P:0.1%以下、Ti:0.0050.1%、Nb:0.1%以下、B:0.00010.004%、S:0.010%以下、Al:0.010.90%、N:0.00100.01%的范围内变化的钢熔炼，在120(TC下加热保温1小时后，将精加工温度定为88091(TC，热轧到3.7mm的厚度，形成热轧板。接着，在将该热轧板酸洗后进行冷轧，形成厚度为1.2皿的冷轧板。然后，通过在80(TC的温度下保温60秒的循环对该冷轧板进行退火，在对该钢板按每单面为lg/m2进行了镀Fe-Ni后，用熔剂法进行镀Sn-Zn。作为Fe-Ni合金镀浴使用在镀Ni的瓦特浴中添加了100g/L硫酸铁的镀浴。作为熔剂是将ZnCl2-NH4Cl水溶液辊涂进行使用、且镀浴的Zn的组成按7wt。/。来实施。浴温为280°C，镀覆后通过气体清除来调整镀层附着量。然后对热浸镀处理后的钢板实施以03+为主体的处理，形成热浸镀钢板。接着，采用该热浸镀钢板，调査耐二次加工脆性温度。耐二次加工脆性按照如下所述来求出为来达到拉深比为1.9，在将热浸镀钢板冲切成直径为95mm后，用外径为50mm的冲头进行圆筒拉深，将该拉深杯如图3所示放置在30°的圆锥台上，在各种温度条件下使重量为5kg的锤从高度为lm的位置上落下，求出杯不发生裂纹的最低的温度(耐二次加工脆性温度)。图4是横轴为B含量、纵轴为P含量，表示这些元素浓度和耐二次加工脆性温度的图。由于罐材的加工通常为相当于拉深比1.9以下，因此优选以拉深比为1.9而成形加工后的耐二次加工脆性温度为与在可使用汽车的寒冷地带的最低气温相当的一40'C以下。更优选为一50°C以下。图4是表示P、B对耐二次加工脆性的影响的图。图4中的横轴表示B量(ppm)，纵轴表示P量(％)。如图4所示，在P含量(％)为[P]、B含量(％)为[B]时，通过满足下述式<8>，能够使以拉深比为1.9而成形加工后的耐二次加工脆性温度在—5(TC以下。《10X[B]+0.03<B〉<Cu:0,011%、Ni:0.011%、Cr:0.011%、Mo:0.0011%〉本申请发明者发现，通过有效地应用Cu、Ni、Cr、Mo，可在确保抗拉强度的同时降低YP，从而提高加工性。但是，在Cu、Ni、Cr低于0.01。/。时则没有该效果。在Mo低于0.001%时没有该效果。另一方面，如果超过1%则合金成本提高，而且招致耐二次加工脆性及直角对接状焊接部韧性的降低。因而，将Cu、Ni、Cr、Mo各元素规定为0.011%。<As《0.012%、Sn《0.010%、Pb《0.004%、Sb《0.004%、As+Sn+Pb+Sb《0.02%〉本申请发明者发现，在容易向晶界偏析的As超过0.012。/。时、或Sn超过0.010%时、或Pb超过0.004%时、或Sb超过0.004o/o时、或这些As、Sn、Pb、Sb的总量超过0.02。/。时，直角对接状焊接部的韧性降低。因而，将As以0.012%作为上限、将Sn以0.010%作为上限、将Pb以0.004°/。作为上限、将Sb以0.004%作为上限、将As、Sn、Pb、Sb的总量以0.02%作为上限，如此进行限制。再者，本发明的热浸镀钢板中的余量，也就是说上述各元素以外的成分为Fe及不可避免的杂质。在本发明的热浸镀钢板中，通过按以上所述将元素含量规定在特定范围内，可提供低温韧性优良的热浸镀高强度钢板及其制造方法。该热浸镀高强度钢板具有380MPa以上且低于540MPa的抗拉强度，具有可适用于汽车领域、尤其燃料罐用途的压制成形性。通过这些效果可进行钢板的高强度化，可通过减轻汽车车体重量来提高燃油效率，尤其可进行燃料罐的轻量化及车体设计的复杂化。该效果在工业上是非常突出的。接着，对本发明的热浸镀钢板的制造方法进行说明。在制造本发明的热浸镀钢板时，首先将调整到成为上述钢组成的原料投入转炉或电炉中，进行真空脱气处理，形成板坯。接着，将该板坯在加热为105(TC以上且1245'C以下、5小时以内、精加工温度为Af3温度以上且910'C以下、巻取温度为75(TC以下的条件下进行热轧，得到热轧巻材。为了确保轧制温度，热轧的加热需要在105(TC以上，为了抑制成为韧性降低的要因的粗大TiN生成、或为了抑制奥氏体晶粒粗大化，而且为了抑制加热成本，将加热规定为1245'C以下且在5小时以下。由于特别粗大的TiN与直角对接状缝焊部的韧性下降有关，因此加热条件与上述的TB'的限制同样都是重要的。日本特开2007-277713号公报及日本特开2007-277714号公报是改善母材特性的技术，但如上所述直角对接状缝焊部的韧性因过热条件及TB'的条件而降低。此外，如果热轧的精加工温度低于Ar3温度，则损害钢板的加工性，因而将热轧的精加工温度规定为Ar3温度以上。此外，通过将热轧的精加工温度规定在91(TC以下，能够控制钢板的组织提高低温韧性。再有，如果热轧后的巻取温度超过75(TC，则冷轧退火后的钢板的强度降低，因而将巻取温度规定在750'C以下。接着，在根据需要将用上述方法制作的热轧巻材脱氧化皮后，以50%以上的冷轧率进行冷轧，得到规定的板厚的冷轧巻材。此时，在冷轧率低于50%时，退火后的钢板的强度降低，而且深拉深加工性劣化。再者，优选将该冷轧率规定为6580%，由此可得到强度及深拉深加工性更优良的热浸镀钢板。然后，以再结晶温度以上的温度对冷轧巻材进行退火。此时，在退火温度低于再结晶温度时，良好的织构不发达，使得深拉深加工性劣化。另一方面，如果退火温度增高则钢板的强度降低，因此优选以850'C以下的温度实施退火。接着，对冷轧巻材的表面实施热浸镀，形成热浸镀钢板。该热浸镀可以在退火后的冷却途中进行，也可以在退火后通过再加热来进行。此外，在冷轧巻材表面上热浸镀的金属可列举出Zn、Zn合金、Al、Al合金、Sn-Zn等，但在重视耐蚀性的情况下，热浸镀层由18.8%的Zn和余量为Sn:91.299.0%及不可避免的杂质形成，优选该镀层附着量为每单面10150g/m2。镀层组成的限定理由如下所述。首先，是镀层组成中的Zn的限定理由，其是由燃料罐内表面和外表面的耐蚀性的平衡限定的。燃料罐外表面需要优良的防锈能力，因此在燃料罐成形后进行涂装。所以，涂装厚度决定防锈能力，但作为原材料通过镀层具有的防蚀效果来防止红锈。特别是在涂装的分散差的部位，该镀层具有的防蚀效果就显得非常重要。通过在Sn基镀覆中添加Zn使镀层的电位下降，付与替代防蚀能力。因而需要添加1质量％以上的Zn。根据超过Sn-Zn二元共晶点即8.8质量％的过剩的Zn的添加会促进粗大的Zn结晶的生长，引起熔点上升，与镀层下层的金属间化合物层(所谓合金层)的过剩的生长相关等理由，因此必须在8.8质量％以下。粗大的Zn结晶在体现Zn具有的替代防蚀能力的方面没有问题，但另一方面，在粗大的Zn结晶部容易发生选择腐蚀。此外，镀层下层的金属间化合物层的成长因金属间化合物本体非常脆而在压制成形时容易产生镀层裂纹，使镀层的防蚀效果降低。另一方面，燃料罐内表面的腐蚀在正常的仅为汽油的情况下不成为问题，但因水的混入及氯离子的混入、汽油的氧化劣化造成的有机羧酸的生成等，有可能出现激烈的腐蚀环境。如果因穿孔腐蚀使得汽油向燃料罐外部泄漏，有可能造成重大事故，必须完全防止这样的腐蚀。通过制备含有上述腐蚀促进成分的劣化汽油，研究了在各种条件下的性能，结果确认-含有8.8.质量％以下的Zn的Sn-Zn合金镀层发挥非常优良的耐蚀性。在完全不含Zn的纯Sn或Zn含量低于1质量％时，从暴露于腐蚀环境中的初期开始，镀层金属对基体就不具有替代防蚀能力，因此在燃料罐内表面镀层气孔部的孔蚀、在罐外表面的早期的红锈发生就成为问题。另一方面，在超过8.8质量。/。大量含有Zn时，Zn优先溶解，在短时间内产生大量的腐蚀生成物，因此存在容易引起化油器堵塞的问题。此外，在耐蚀性以外的性能方面，因Zn含量高而使得镀层的加工性降低，损害Sn基镀层的特长即良好的压制成形性。再有，起因于因Zn含量高导致的镀层熔点升高和Zn氧化物，使得软钎焊性大幅度降低。所以，本发明中的镀Sn-Zn合金时的Zn含量优选在18.8质量％的范围，为了得到更好的替代防蚀作用，优选设定为3.08.8质量％的范围。在该Sn-Zn镀层的附着量为每单面10g/m2以下时，不能确保良好的耐蚀性，为了附着150g/m2以上，除了成本上升以外，厚度出现斑点而成为花纹缺陷，或使得焊接性降低。因而，将Sn-Zn镀层的附着量规定为每单面10150g/m2。为了进一步提高镀覆性，在镀覆前实施预镀Fe-Ni对于提高镀Sn-Zn的润湿性和通过使初晶Sn微细化而提高耐蚀性是有效的。该预镀将使镀覆性劣化的Si或Mn有效地用于高强度化，因此是重要的技术，是本申请的特征。每单面的附着量从镀覆的润湿性的方面考虑，优选为0.2g/m2以上，Ni的比例从使初晶Sn微细化的方面考虑，优选为1070质量％。另外，用上述方法制作的热浸镀钢板根据需要在对表面实施了电镀后上市。即使在是Zn、Zn合金、Al、Al合金等Sn-Zn以外的热浸镀的情况下，预镀Fe-Ni具有使镀覆的润湿性提高的效果。实施例以下，通过列举本发明的发明例及比较例对本发明的效果进行具体的说明。在本实施例中，熔炼下记表l、表2(表l续l)、表3(表1续2)及表4(表1续3)中示出的组成的钢，加热到124(TC并保温后，在热轧精加工温度为860910°C、巻取温度为630670'C的条件下进行热轧，形成板厚为3.7mm的热轧板。接着，在将该热轧板酸洗后进行冷轧，形成厚度为1.2mm的冷轧板。然后，对该冷轧板进行76082(TC下保温60秒的循环的退火，得到退火钢板。在对该钢板按每单面为lg/m2进行了镀Fe-Ni后，用熔剂法进行镀Sn-Zn。作为Fe-Ni合金镀浴使用在镀Ni的瓦特浴中添加了100g/L硫酸铁的镀浴。作为熔剂是将ZnCl2-NH4Cl水溶液辊涂进行使用，且如表5所示实施镀浴的Zn的组成。浴温为28(TC，镀覆后通过气体清除如表5所示地调整镀层附着量(每单面)。然后对热浸镀处理后的钢板实施以Cr3+为主体的处理，形成发明例及比较例的热浸镀Sn-Zn钢板。此外，对一部分的钢板在上述退火后的冷却途中实施热浸镀锌。再者，下记表14所示的钢组成中的余量为Fe及不可避免的杂质。此外，下记表14中的下划线表示为在本发明的范围外。21<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>接着，对按上述方法制作的发明例及比较例的各热浸镀钢板，进行拉伸特性、作为深拉深加工的指标的r值、耐二次加工脆性、直角对接状缝焊部低温韧性及镀覆性的评价。以下，对其评价方法进行说明。关于拉伸特性，使用使拉伸方向与轧制方向并行地从各热浸镀钢板釆取的JIS5号试验片来进行拉伸试验，通过其抗拉强度TS及延伸率El进行评价。然后，将抗拉强度TS在440MPa以上、延伸率EI在33%以上的试验片规定为合格。关于r值的评价，在与轧制方向平行的方向、45°方向、直角方向这3个方向分别从各热浸镀钢板采取JIS5号拉伸试验片，测定各试验片的r值。然后，在将与轧制方向平行的r值表示为"、将45°方向的r值表示为r45、将直角方向的r值表示为iV()时，通过由下述式〈0求出的各方向的r值的平均值r^e进行评价。再者，在本实施例中，将IVve在1.40以上的试验片规定为合格。rave=(r0+2Xr45+r90)/4<C〉关于耐二次加工脆性，在将热浸镀钢板冲切成直径为95mm后，用外径为50mm的冲头进行圆筒拉深，将该拉深杯如图3所示放置在30°的圆锥台上，在各种温度条件下使重量为5kg的锤从高度为lm位置上落下，求出杯不发生裂纹的最低的温度(耐二次加工脆性温度)。该耐二次加工脆性温度根据钢板的板厚及试验方法而变化，但在冷轧钢板的板厚为1.2mm的本实施例中，将一5(TC以下规定为合格。关于直角对接状缝焊部的韧性评价，将翼缘弯曲加工成图1所示的试验片形状，用夹子固定la部、lb部，以200mm/min，的速度在各种温度下进行拉伸试验，调査断裂后的断面，求出脆性断面和延性断面各为50%的温度来作为延性脆性转变温度。在本实施例中，将一4(TC以下的规定为合格。此外，通过目视观察各热浸镀钢板的表面，根据镀层附着状况评价了镀覆性。具体而言，O表示没有发生镀不上、X表示发生镀不上。此外，通过模拟燃料罐内表面来实施耐蚀性评价。作为腐蚀试验液，通过在压力容器中在10(TC放置24小时的强制劣化汽油中添加10vo1。/。的tK来制成。将带焊道的进行了拉拔加工的热浸镀钢板(板厚减小率为15%、30mmX35mm、端面及背面密封)浸渍在350ml的该腐蚀液中，进行45'CX3周的腐蚀试验，测定了溶出的Zn离子量。将溶出量低于200ppm时表示为◎、将200低于250ppm时表示为〇、将250300ppm时表示为△、将超过300ppm时表示为X。下述表6汇总地示出以上的评价结果。<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>如上述表6所示，本发明的范围内的发明例的No.l的热浸镀钢板具有镀覆性良好、延伸率E1为36.3M、r值的平均值rave为1.63的优良加工特性，耐二次加工脆性温度、直角对接状缝焊部的延性脆性转变温度在低温时都良好。本发明的范围内的发明例的No，2的热浸镀钢板具有加工性的指标即延伸率E1为36.2。/。、rave为1.62的优良特性，而且镀覆性、耐二次加工脆性及直角对接状缝焊部韧性也优良。本发明的范围内的发明例的No.3的热浸镀钢板具有加工性的指标即延伸率E1为35.P/。、rave为1.61的优良特性，而且具有镀覆性、耐二次加工脆性及直角对接状缝焊部韧性也优良的特性。本发明的范围内的发明例的No.4的热浸镀钢板具有镀覆性良好、延伸率E1为37.0。/。、r值的平均值rave为1.67的优良加工特性，耐二次加工脆性温度、直角对接状缝焊部的延性脆性转变温度在低温时都良好。但是，由于是镀锌，所以与其它的本发明例相比耐蚀性差。本发明的范围内的发明例的No.5的热浸镀钢板具有加工性的指标即延伸率E1为36.P/。、rave为1.61的优良特性，并且镀覆性、耐二次加工脆性及直角对接状缝焊部韧性也优良。但是，Si为0.31%，刚刚满足下限值，耐蚀性稍差。本发明的范围内的发明例的No.6的热浸镀钢板具有加工性的指标即延伸率E1为35.0。/。、rave为1.60的优良特性，并且具有镀覆性、耐二次加工脆性及直角对接状缝焊部韧性也优良的特性。本发明的范围内的发明例的No.7的热浸镀钢板具有加工性的指标即延伸率E1为34.0。/。、rave为1.56的优良特性，而且镀覆性、耐二次加工脆性及直角对接状缝焊部韧性也优良。本发明的范围内的发明例的No.8的热浸镀钢板具有加工性的指标即延伸率El为37.4%、rave为1.68的优良特性，而且镀覆性、耐二次加工脆性及直角对接状缝焊部韧性也优良。同样，No.9No.20也具有优良的加工性、优良的镀覆性、优良的耐二次加工脆性及优良的直角对接状缝焊部韧性。再者，No.lNo.3没有添加Cu、Ni、Cr、Mo中的任何一种，因此与其它相比YP增高。相对于这些，C含量在本发明的范围外的比较例的No.21的热浸镀钢板中，加工性的指标即延伸率辺低至30，4%、r值低至1.12，与上述的发明例的热浸镀钢板相比加工性差，而且直角对接状缝焊部韧性也差。此外，No.22的热浸镀钢板是Si含量在本发明的范围外的比较例。该热浸镀钢板在热浸镀时发生镀不上，镀覆性差。No.23的热浸镀钢板中的Mn含量超过本发明的上限，加工性的指标即延伸率El及r值与上述的发明例的热浸镀钢板相比较低，加工性差，而且镀覆性及直角对接状缝焊部韧性也差。No.24的热浸镀钢板是P含量在本发明范围外的比较例，耐二次加工脆性及直角对接状缝焊部韧性比上述的发明例的热浸镀钢板差。No.25的热浸镀钢板是Ti含量低于本发明范围的比较例。该热浸镀钢板的延伸率El及r值较低，加工性差。No.26的热浸镀钢板是Ti含量超过上限，且TB'低于本发明的下限的比较例。该热浸镀钢板的延伸率El及r值较低，而且直角对接状缝焊部韧性也比上述发明例的热浸镀钢板差。No.27的热浸镀钢板是Nb含量低于本发明范围的比较例。该热浸镀钢板的r值及延伸率El较低，与本发明的具有优良加工性的目的不一致。此外，由于是热浸镀锌，所以与其它本发明例相比耐蚀性差。No.28的热浸镀钢板是B含量为0.0003%的未满足本发明的下限值的比较例。该热浸镀钢板的耐二次加工脆性温度为一20'C，比上述发明例的热浸镀钢板差。此外，由于镀层中的Zn质量Q/。低，因而不具有充分的替代防蚀效果，外表面耐蚀性差。No.29的热浸镀钢板是B含量超出本发明范围的比较例。该热浸镀钢板的加工性的指标即延伸率El及r值较低，并且直角对接状缝焊部的延性脆性转变温度也高，焊接部韧性差。再有，镀层中的Zn质量M高，不显示Sn初晶地助长共晶单元晶界的Zn偏析及粗大Zn结晶的生长，因而内外表面任意一者的耐蚀性都降低。No.30及No.31的热浸镀钢板是P量超过10X[B]+0.03的比较例。该热浸镀钢板的耐二次加工脆性温度为一3(TC，比上述发明例的热浸镀钢板差，并且直角对接状缝焊部韧性也低。此外，No.31镀层附着量小，耐蚀性差，No.30镀层附着量大，成为花纹状，表面性状劣化，而且焊接性降低。No.32No.38是As、Sn、Pb、Sb中的任意一个超过As:0.012%、Sn:0.010%、Pb:0.004°/。、Sb:0.004%或这些元素的总量超过0.02°/。的比较例，直角对接状缝焊部的韧性降低。再者，No,35除上述以夕卜，P量超过10X[B]+0.03，耐二次加工脆性也差。此外，No.34由于Si比下限值低，因而耐蚀性差。再者，No.21No.24由于没有添加Cu、Ni、Cr、Mo中的任何一种，因而与其它相比YP增高。再者，采用生物柴油燃料及生物汽油一并实施了耐蚀试验，试验结果良好。根据本发明，特别是通过将Ti、B、P的含量规定在特定范围内，能够提供低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法，该热浸镀高强度钢板具有380MPa以上且低于540MPa的抗拉强度，具有适用于汽车领域、尤其燃料罐用途的压制成形性，并具有优良的耐二次加工脆性和直角对接状焊接部的抗拉强度。再有，用本发明的钢板制造的燃料罐在汽车燃料中、尤其在采用生物燃料时发挥优良的效果。权利要求1、一种低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，具有冷轧钢板和形成于所述冷轧钢板表面上的热浸镀层；所述冷轧钢板以质量％计含有C0.0005～0.0050％、Si大于0.3％且为1.0％以下、Mn0.70～2.0％、P0.05％以下、Ti0.010～0.050％、Nb0.010～0.040％、B0.0005～0.0030％、S0.010％以下、Al0.01～0.30％、N0.0010～0.01％，余量为Fe及不可避的杂质；在将Ti含量(％)表示为[Ti]、将B含量(％)表示为[B]、将P含量(％)表示为[P]时，由下述式<A>表示的TB*为0.03以上且0.06以下，并且满足下述式<B>，TB*＝(0.11-[Ti])/(ln([B]×10000))<A>，[P]≤10×[B]+0.03<B>。2、根据权利要求1所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，所述冷轧钢板以质量％计还含有以下元素中的1种或2种以上Cu:0.011%、Ni:0.011%、Cr:0.011%、Mo:0.0011%。3、根据权利要求1或2所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，所述冷轧钢板中，As、Sn、Pb、Sb各元素的含量以质量％计不超过以下的量，并且，这些元素的含量的总量不超过0.02%，As:0.012%、Sn:0.010%、Pb:0.004%、Sb:0.004%。4、根据权利要求13中任一项所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，形成于所述冷轧钢板表面上的热浸镀层含有18.8。/。的Zn和余量为Sn:91.299.0%及不可避的杂质，该镀层附着量为每单面10150g/m2。5、根据权利要求14中任一项所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，按拉深比为1.9而成形加工后的耐二次加工脆性温度为一5(TC以下。6、根据权利要求15中任一项所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板，其特征在于，直角对接状缝焊部的拉伸试验中的延性脆性转变温度为一40'C以下。7、一种低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序对具有权利要求13中任一项中记载的成分组成的钢水进行连续铸造而得到板坯的工序；在加热为1050'C以上且1245'C以下进行5小时以内、精加工温度为Ar3温度以上且910'C以下、巻取温度为75(TC以下的条件下对所述板坯进行热轧而得到热轧巻材的工序；以50%以上的冷轧率对所述热轧巻材进行冷轧而形成规定厚度的冷轧巻材的工序；在再结晶温度以上的温度下对所述冷轧巻材进行退火，然后对巻材表面实施热浸镀的工序。8、根据权利要求7所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有如下工序在再结晶温度以上的温度下对所述冷轧巻材进行退火，然后以镀层含有18.8%的Zn和余量为Sn:91.299%及不可避的杂质、且镀层附着量为每单面10150g/m2的方式对巻材表面实施热浸镀。9、根据权利要求7或8所述的低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板的制造方法，其特征在于，在实施热浸镀之前实施Fe-Ni的预镀。全文摘要本发明提供压制加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法，该钢板具有380MPa以上且低于540MPa的抗拉强度，具有可用于汽车领域、尤其燃料罐用途的压制成形性，并具有优良的耐二次加工脆性及优良的缝焊部低温韧性、以及优良的镀覆性。本发明的压制加工用热浸镀高强度钢板的特征在于具有冷轧钢板和形成于所述冷轧钢板表面上的热浸镀层，所述冷轧钢板以质量％计含有C0.0005～0.0050％、Si大于0.3且为1.0％以下、Mn0.70～2.0％、P0.05％以下、Ti0.010～0.050％、Nb0.010～0.040％、B0.0005～0.0030％、S0.010％以下、Al0.01～0.90％、N0.0010～0.01％，在将Ti含量(％)表示为[Ti]、将B含量(％)表示为[B]、将P含量(％)表示为[P]时，由下述式<A>表示的TB^*为0.03以上且0.06以下，并且满足下述式<B>。TB^*＝(0.11-[Ti])/(ln([B]×10000))<A>[P]≤10×[B]+0.03<B>。文档编号C22C38/14GK101657557SQ20088001175公开日2010年2月24日申请日期2008年4月11日优先权日2007年4月11日发明者佐藤宽哲,后藤靖人,山口伸一,阿部雅之申请人:新日本制铁株式会社