JP2008156680A - 高降伏比を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高い降伏比を有し、且つ、成形性に優れた引張り最大強度５９０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．００１〜０．７％、Ｍｎ：１．１〜１．９％、Ｂ：０．０００１〜０．０００８％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、更に、ＮｂとＴｉとの何れか一方又は両方を合計で０．０１〜０．０７％含有し、残部がＦｅ及び可避的不純物からなり、鋼板組織が再結晶フェライト、未再結晶フェライト及びパーライトを含み、引張り最大強度が５９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．７０以上であることを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、高降伏比を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。特に、本発明は、従来と比較して高い衝突特性を有し、且つ、穴広げ性などの成形性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
なお、降伏比（ＹＲ）とは、引張最大応力（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＰ）の比を示す値であり、ＹＲ＝ＹＰ/ＴＳで表される。

近年、自動車分野においては、衝突時に乗員を保護するような機能の確保及び燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、高強度鋼板が適用されている。特に、衝突安全性確保に関しては、その安全意識の高まりに加え、法規制の強化から、多様な特性を有する高強度鋼板の開発が求められている。

自動車の車体における衝突エネルギー吸収能力を高める方法としては、大きく分けて２つの手法がある。一つは、メンバー等の衝突時に大変形をさせることで、衝突の際に発生するエネルギーを吸収し、客室周りへのエネルギーの伝達を抑制する手法である。もう一つは、鋼材の降伏応力を高めることで、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収させる方法である。

このように、鋼板に求められる特性は用途に応じて大きく異なっている。特に、大変形をさせて衝突時のエネルギー吸収を高めるためには、高速変形時の応力を高めることが有効であることが知られている。そこで、衝突エネルギー吸収が良好な鋼板として、通常の歪速度での応力に比較し、自動車の衝突を対象としたような高速変形下での応力が高くなる組織強化型の高強度鋼板であるデュアルフェイズ（ＤＰ）鋼板が開発されている（例えば、特許文献１、２を参照）。

また、このＤＰ鋼板は、優れた成形性も有することから、複雑な形状を有する部品への適用も積極的になされている。しかしながら、ＤＰ鋼板は、主相を軟質なフェライトとし、硬質組織であるベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトを用いて強化していることから、降伏比が低く、その結果、低ひずみ域での応力は低いままであり、構造部材の変形を抑制することができない。このため、部材としての変形を抑えつつ、衝突エネルギーを吸収する部材への適用には課題がある。

変形量を抑制しつつ、衝突吸収エネルギーを増加させるためには、降伏応力を増加させることが有効である（例えば、非特許文献１を参照）。しかしながら、同一鋼種で降伏応力のみを増加させることは難しいことから、使用する鋼板の引張り最大強度を増加させることで、降伏応力を高め、部材としての性能を向上させている。一方、高強度化は、伸びや穴広げ性等の加工性の劣化を招くことから、複雑形状を有する部材への適用を行いがたいといった課題を有している。

このような課題を解決する鋼板としては、固溶強化や析出強化を活用した鋼板がある。具体的には、成形性に富んだフェライトをＳｉやＭｎの固溶強化を利用して、その降伏応力を高めた鋼板であり、多量の添加を行うことで引張り最大強度に対する降伏応力の比である降伏比を高めている。しかしながら、Ｓｉは酸化物を形成しやすいことから、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインの通板時に、鋼板表面に酸化物を形成してしまうことがある。この場合、化成性が劣化したり、溶融亜鉛めっき時に不めっきを生じたりすることから、Ｓｉを多量に添加することは好ましくない。

一方、Ｍｎの多量添加は、焼入れ性を高めてしまい、鋼板組織をフェライトとマルテンサイト若しくはベイナイトからなる組織へと変化させる。ベイナイトやマルテンサイトは、フェライトに比較し、低温で形成する。このとき、フェライト相を変形させ、フェライト中に変態転位を導入させる。導入された転位は、変形時に低い応力で活動可能であり、降伏応力を大幅に低下させることから、高い降伏比を確保することができない。特に、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインは、高い生産性を確保するため、連続焼鈍ラインであれば、焼鈍から過時効帯までの冷却速度が大きく、連続溶融亜鉛めっきラインであれば、焼鈍からめっき浴浸漬までの冷却速度が大きく、ＳｉやＭｎを多量に添加した場合は、ベイナイト組織やマルテンサイト組織を含む鋼になり、高い降伏比とすることはできない。この結果、張り最大強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板の降伏比を高めることには活用しがたい。

一方、ＮｂやＴｉを用いた析出強化、細粒強化、未再結晶フェライトによる転位強化は、フェライトを直接強化することから、引張り最大強度をあまり上げることなく、すなわち加工性を劣化させることなく、降伏応力を増加させることが可能であり、効果的である。しかしながら、ＮｂやＴｉの添加は、冷延後の再結晶を遅延することから、十分に再結晶を進行させないと、大幅な加工性の劣化を招く場合がある。特に、熱延板組織を層状のフェライト及びパーライトからなる組織とした場合、冷延後の再結晶は、圧延方向に伸長したフェライトにて進行する。焼鈍が不十分であると、焼鈍後も圧延方向に伸びた未再結晶フェライトが残り、大幅な加工性の劣化を招く。特に、穴拡げ加工や伸びフランジ加工の際に板端に形成される亀裂は、層状組織に沿って進展しやすく、穴広げ性を劣化させることから好ましくない（例えば、非特許文献２を参照）。この結果、再結晶促進のためには、焼鈍温度を高くすることが必須となり、大幅な生産性の劣化を招くという課題を有している（例えば、特許文献３を参照）。また、高温焼鈍は、結晶粒の粗大化や析出強化に寄与しているＮｂやＴｉの微細炭化物の粗大化により、強化能を大幅に減じることになるため、強度確保のための添加量増加を行う必要があり、経済性が悪い。
特開平４−２３６７４１号公報 特公昭５７−６１８１９号公報 特許第３７８０６１１号公報 自動車技術会 春季学術講演会論文集、 昭和４８年 Ｐ.６０ 今井 則雄、水井 直光、野村 茂樹、ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ４０３

本発明は、このような従来の事情に鑑みて提案されたものであり、実際の製造ラインにて高温焼鈍を行わなくとも、高い降伏比を有し、且つ、成形性に優れた引張り最大強度５９０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．００１〜０．７％、
Ｍｎ：１．１〜１．９％、
Ｂ：０．０００１〜０．０００８％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｐ：０．０４％以下
を含有し、更に、ＮｂとＴｉとの何れか一方又は両方を合計で０．０１〜０．０７％含有し、残部がＦｅ及び可避的不純物からなり、鋼板組織が再結晶フェライト、未再結晶フェライト及びパーライトを含み、引張り最大強度が５９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．７０以上であることを特徴とする高降伏比を有する高強度冷延鋼板。

（２） 前記鋼板組織に含まれる未再結晶フェライトの体積率が５〜４５％であることを特徴とする前記（１）に記載の高降伏比を有する高強度冷延鋼板。

（３） 前記鋼板組織に含まれる未再結晶フェライトの平均圧延方向長さ（ＬＵＦ）と再結晶フェライトの平均圧延方向長さ（ＬＲＦ）との比（ＬＵＦ／ＬＲＦ）が３以下であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の高降伏比を有する高強度冷延鋼板。

（４） 更に、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜０．８％、
Ｃｕ：０．０１〜０．８％、
Ｃｒ：０．０１〜０．８％
のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする前記（１）乃至（３）の何れか一項に記載の高降伏比を有する高強度冷延鋼板。

（５） 更に、質量％で、
Ｖ：０．００１〜０．１％
を含有することを特徴とする前記（１）乃至（４）の何れか一項に記載の高降伏比を有する高強度冷延鋼板。

（６） 更に、質量％で、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．１％、
Ｃａ：０．０００１〜０．１％
のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする前記（１）乃至（５）の何れか一項に記載の高降伏比を有する高強度冷延鋼板。

（７） 前記（１）乃至（６）の何れか一項に記載の鋼板の表面に、質量％で５％以下のＦｅを含有する溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（８） 前記（１）乃至（７）の何れか一項に記載の鋼板の表面に、質量％で５〜２０％のＦｅを含有する合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（９） 前記（１）乃至（６）の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６３０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、５８０〜７２０℃間を平均加熱速度１．４℃／秒以上で加熱し、最高加熱温度７２０〜８１０℃で焼鈍した後、６３０〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で冷却し、４５０℃〜２００℃の温度範囲で３０秒以上保持することを特徴とする高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法。

（１０） 前記（１）乃至（６）の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６３０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、５８０〜７５０℃間を平均加熱速度１．４℃／秒以上で加熱し、最高加熱温度７２０〜８１０℃で焼鈍した後、６３０〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却することを特徴とする高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（１１） 前記（１）乃至（６）の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６３０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、５８０〜７５０℃間を平均加熱速度１．４℃／秒以上で加熱し、最高加熱温度７２０〜８１０℃で焼鈍した後、６３０〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、必要に応じて４６０℃以上の温度で合金化処理を施し、室温まで冷却することを特徴とする高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

以上のように、本発明によれば、鋼板成分、焼鈍条件を制御することで引張り最大強度で５９０ＭＰａ以上の高伏比と良好な穴拡げ性を有する高強度鋼板を安定して得ることができる。

以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
本発明者らは、引張り最大強度５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、高温焼鈍を行わなくとも高い降伏比と良好な成形性を両立させることを目的として鋭意検討を行った。その結果、ＮｂとＴｉとの何れか一方又は両方を添加することで、フェライトを強化しつつ、鋼板組織を再結晶フェライト、未再結晶フェライト及びパーライトの混合組織とし、且つ、Ｂを添加した熱延板組織の制御を行うことで、未再結晶フェライトを分散させ、無害化することで、低温焼鈍を行ったとしても高降伏比と成形性の確保が可能であることを見出した。

先ず、本発明の鋼板組織の限定理由について説明する。
鋼板組織は、再結晶フェライト、未再結晶フェライト及びパーライトを含む混合組織とする必要がある。
通常、未再結晶フェライトは、転位を多く含むことから降伏比が高く、一方では延性が低いといった欠点を有している。加えて、穴拡げ試験の際に、亀裂は層状に存在する未再結晶フェライトに沿って伝播することから、穴拡げ性も悪い。この原因としては、変形時に硬質な未再結晶フェライトと軟質な再結晶フェライトとの界面に変形が集中することから、穴拡げ加工のような大加工を伴う場合、或いは、引張り試験の最大応力近傍の大変形領域では、界面に亀裂形成の元となるマイクロボイドが形成され、これらが連結することによって亀裂が進展し、穴拡げ性や伸びを劣化させていると考えられる。この結果、未再結晶フェライトを含む鋼板は、高い加工性を必要とする用途へは使用できない。

再結晶フェライトは、冷延時の転位を含まないことから、延性確保のために重要である。一方、非常に軟質であることから、降伏応力や引張り最大応力を高めるためには、多量のＮｂやＴｉの炭窒化物を微細に分散させる必要があり、ＮｂやＴｉ添加量が多くなるという欠点を有している。また、ＮｂやＴｉを多く含む鋼を再結晶させるためには、高温焼鈍が必要となり経済性が悪い。

そこで、本発明者らは鋭意検討を加えた結果、未再結晶フェライトであっても、均一に分散させることで、延性や穴拡げ性等の成形性を劣化させないことを見出した。更には、未再結晶フェライトをマルテンサイトやベイナイト組織と同様に、強化組織として活用することで、ＮｂやＴｉ添加量を下げられることを見出した。また、未再結晶フェライトは、マルテンサイトやベイナイト変態とは全く異なり、低温にて変態し、軟質な再結晶フェライトに変態転位を導入することがない。すなわち、鋼板を強化しながらも、高い降伏比を維持できることを見出した。

具体的には、未再結晶フェライトの体積率が５％以下では、０．７以上の降伏比と５９０ＭＰａ以上の強度確保が難しいことから、その下限値を５％とすることが望ましい。一方、極端な未再結晶フェライト体積率の増加は、延性の低下を招くことから、その上限値を４５％とすることが望ましい。

パーライト組織は、強化組織であり、５９０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するためには必須の組織である。また、パーライト変態も６００℃近傍の高温で起こることから、降伏比を低下させることがない。このことから、高い降伏比を保ったままで、高強度化する上では必須である。

パーライト組織は、セメンタイトとフェライトが層状になった組織が一般的であるが、焼鈍条件によっては、層状組織が崩れた擬似パーライト組織や、パーライト組織を構成するセメンタイトの一部が球状のセメンタイトとなっている組織も観察されるが、本発明では何れの組織であってもパーライト組織とした。

一方、フェライトを主相とする鋼に、マルテンサイト組織やベイナイト組織が含まれると、降伏比が低下することから、これら組織の合計を体積％で４％以下とすることが望ましい。これら組織の合計が４％以下であれば、ベイナイト組織やマルテンサイト組織を含んでいても、０．７以上の降伏比を確保できる。また、この範囲であれば、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトを含んでも構わない。

上記ミクロ組織の各相、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト及び残部組織の同定、存在位置の観察及び面積率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察及び１０００〜１０００００倍の走査型及び透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。

なお、未再結晶フェライトと再結晶フェライトの分離は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による内部組織観察、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた粒内の結晶方位マッピング、ビッカース硬度測定にて分離可能である。但し、本発明の鋼板は、熱延板組織を制御することで、未再結晶フェライトを細かく分散させていることから、そのサイズが小さく、個々の未再結晶粒の硬度を測定することが難しい場合がある。このことから、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた再結晶フェライト及び未再結晶フェライトの体積率の測定が最も簡便である。

具体的には、冷延にて加工を受けたフェライト（未再結晶フェライト）は粒内で連続的に方位が変化する。一方、再結晶フェライトにおいては、粒内の結晶方位差はほとんどない。そこで、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いて、０．２μｍのステップサイズにて各結晶粒の結晶方位を測定した後、測定したデータをＫＡＭ(Kernel Average Misorientation) 法を用いて解析し、隣接粒との結晶方位差が、１．５°以内のものを同一の未再結晶粒として、粒径の測定並びに面積率の測定を行った。また、各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることができる。

また、圧延方向に長く伸びた未再結晶フェライトは、転位を多く含み、変形能に乏しいことから、穴拡げ時の亀裂は、長く延びた未再結晶フェライトと再結晶フェライトの界面に沿って伝播するため、穴拡げ性を劣化させる。このことから、圧延方向に長く伸びた未再結晶フェライトが存在することは好ましくない。未再結晶フェライトの圧延方向平均長さ（ＬＵＦ）と再結晶フェライトの圧延方向平均長さ（ＬＲＦ）との比（ＬＵＦ／ＬＲＦ）を３以下としたのは、この比が３を超えると、穴拡げ性や延性の劣化が顕著となるためである。

フェライトの結晶粒径については特に限定しないが、強度伸びバランスの観点から公称粒径で７μｍ以下であることが望ましい。

鋼板組織を上記範囲とし、且つ、ＮｂやＴｉによる析出強化、細粒強化を併用することで、０．７以上の降伏比が確保できる。一般的に、再結晶フェライトは軟質であることから、降伏比は高くない。しかしながら、ＮｂとＴｉによる析出強化と細粒強化を併用することで硬質化できる。

なお、本発明の鋼板は、マルテンサイトやベイナイトのような低温変態組織を含まないことから、主相である再結晶フェライト中に変態転位がほとんど含まれない。このことから、スキンパス圧延後であっても、降伏点現象が観察される場合があり、降伏比の益々の増加が図られている。

次に、本発明の成分限定理由について述べる。
（Ｃ：０．０５〜０．２５％）
Ｃは、ＮｂやＴｉの析出物を用いた析出強化、或いは、パーライト組織を用いた組織強化により強度化しようとする場合に必須の元素である。Ｃが０．０５％未満では、５９０ＭＰａ以上の強度確保が難しいことから、下限値を０．０５％とする。一方、Ｃの含有量を０．２５％以下とする理由は、Ｃが０．２５％を超えると、スポット溶接部の強度を確保することが困難となるためである。但し、かしめやボルトによる機械的な締結を行うのであれば、０．２５％を超えてＣを含有したとしても本発明の効果である高い降伏比を有し、良好な穴拡げ性を有する高強度鋼板を得ることができる。

（Ｓｉ：０．００１〜０．７％）
Ｓｉは、めっき性や化成性に悪影響を及ぼすことから、その添加は抑制すべきである。０．７％を超えると溶融亜鉛めっき時に不めっきが多発し、化成性が劣化することから、その上限値を０．７％とする。但し、Ｓｉを多量に添加したとしても、連続焼鈍炉及び連続溶融亜鉛めっきライン内の酸素ポテンシャルを制御し、Ｓｉ酸化物の形態制御を行うのであれば、０．７％を超えて添加できる。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、０．００１％未満とすることは、過度の設備投資を招くことから好ましくない。そこで、下限値を０．００１％とする。

（Ｍｎ：１．１〜１．９％）
Ｍｎは、固溶強化元素である。Ｍｎが１．１％未満では、５９０ＭＰａ以上の強度確保が難しいことから、その下限値を０．５％とする。一方、Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であることから、オーステナイトがパーライトへと変態するのを抑制する。Ｍｎを多量に添加すると、オーステナイトからパーライトへの変態が抑制されてしまい、マルテンサイトやベイナイトへと変態してしまうことから、降伏比が低下する。Ｍｎ添加量が１．９％以上となると、この傾向が顕著になることからその上限を１．９％とする。

（Ｂ：０．０００１〜０．０００８％）
Ｂは、熱延組織制御を通じた穴拡げ性向上の観点から非常に重要である。熱延板組織がフェライト及びパーライトよりなる層状組織であると、冷延後の焼鈍を低温で行った場合、層状の未再結晶フェライト、再結晶フェライト及びパーライトからなる混合組織となり、延性及び穴拡げ性が大幅に低下する。Ｂを０．０００１％以上添加することで、熱延板組織を層状のフェライト及びパーライト組織から、コロニー状に分散するパーライトとフェライト組織、フェライト及びベイナイト組織、ベイナイト単相組織へと制御することで、冷延及び焼鈍後の穴拡げ性が改善可能である。そこで、下限値を０．０００１％以上とする。

熱延組織をフェライト及びパーライトの層状組織から、フェライト及びベイナイト組織、或いは、ベイナイト単相組織とすることは、仕上げ圧延温度の制御や巻き取り温度を下げることで制御可能である。しかしながら、本発明の鋼板は、連続焼鈍ライン或いは連続溶融亜鉛めっきラインにて、鋼板組織を再結晶フェライト、未再結晶フェライト、パーライト或いはセメンタイトからなる組織とするため、Ｍｎ等の焼き入れ性を高める元素を低下させている。この結果、熱延組織を制御するためには、仕上げ圧延後の冷却速度を大幅に増加させねばならず、大きな設備投資を伴う。

そこで、Ｂを添加することで、熱延板の組織制御を行っている。同様に、固溶状態にあるＢは、連続焼鈍ライン、或いは、連続溶融亜鉛めっきライン通板時にも、大幅に変態を遅延することが知られている。その結果、組織をフェライト及びマルテンサイト、フェライト及びベイナイト組織、ベイナイト単相組織、或いは、マルテンサイト単相組織にする用途には使用されているものの、本発明の未再結晶フェライト、再結晶フェライト及びパーライト組織とするためには使用し難い。

本発明では、熱延後の巻き取り条件と連続焼鈍ライン、或いは、連続溶融亜鉛めっきラインの加熱条件を制御することで、固溶Ｂを低減し、変態の遅延効果を低減している。Ｂの添加量が０．０００８％を超えると、巻き取り後、或いは、加熱時にＢをＢＮや鉄を主体とするホウ化物として析出させたとしても、その一部が固溶状態で鋼板中に残ってしまう。その結果、オーステナイトからのパーライト変態を大幅に遅延してしまい、組織がフェライト及びマルテンサイトからなる組織になり、降伏比が０．７を下回ってしまう。このことから上限は、０．０００８％とする。

また、熱延組織をフェライト及びベイナイト組織とすると、冷延後の焼鈍時の組織を微細化することが可能であり、細粒強化により降伏応力や引張最大応力を増加させることができる。同時に、オーステナイトが微細化されることから、オーステナイトとフェライト界面の面積が増加する。フェライトとオーステナイトとの界面は、パーライト変態の核生成サイトとなることから、固溶Ｂが十分低い場合であれば、パーライト変態を促進し、冷却速度が大きい場合でも、組織をフェライト及びパーライト組織とすることができる。この結果、オーステナイトをパーライトへと変態させるため、通板速度を落とした操業を行う、或いは、付加的な熱処理を行う必要がなくなり、益々の生産性向上が図られる。

（ＮｂとＴｉとの何れか一方又は両方を合計で０．０１〜０．０７％）
Ｎｂ及びＴｉは析出強化、細粒強化、および、再結晶の遅延により、引張り最大強度と降伏比を高める。ＮｂとＴｉとの何れか一方又は両方の合計が、０．０１％以下の場合は５９０ＭＰａ以上の強度と０．７以上の降伏比を確保できない。一方、０．０７％を超えた添加は、再結晶抑制が顕著となり、未再結晶フェライトの体積率を４５％以下にするため、高温焼鈍を要することとなり生産性が悪い。そこで、その上限を０．０７％とする。ＮｂとＴｉとの何れか一方の元素を用いた強化を行っても構わないが、Ｔｉは強力な窒化物形成元素であることから、Ａｌに比較して、Ｎと優先的に結び付くことで、微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌＮの形成を抑制し、曲げ性の劣化を抑制することから、特に、重要である。一方、Ｂよりも窒化物を形成し難いことから、過剰の添加やスラブ加熱温度の極端な低下は、熱延巻取り後の固溶Ｎ量の減少をもたらし、ＢＮの形成を抑制してしまう。このことから過剰なＴｉ添加を抑制することが望ましい。

（Ａｌ：０．００１〜０．１％）
Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加してもよい。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物を形成し、表面傷や穴拡げ性の劣化の原因になる。このことから、Ａｌ添加の上限を０．１％とする。Ａｌを用いた脱酸を行う場合、鋼中のＡｌ含有量を０．００１％未満とするのは困難であるので、０．００１％が実質的な下限である。

（Ｎ：０．００１〜０．０１％）
Ｎは、粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴拡げ性を劣化させ、且つ溶接時のブローホール発生の原因になることから、含有量を０．０１％以下に抑制する必要がある。一方、熱延巻取り後にＢＮを形成させるため、Ｎは０．００１％以上添加する必要がある。添加量が、０．００１％未満であると、連続焼鈍ライン及び連続溶融亜鉛めっきライン通板時のパーライト変態が十分進まず、マルテンサイトやベイナイトを含む組織となってしまい、降伏比０．７以上とすることができない。

（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、溶接性並びに鋳造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすことから、含有量を０．０１％以下に抑制する必要がある。一方、Ｓ含有量の下限は特に定める必要はないが、Ｓ含有量を極端に低下させることは多大なコストが必要になるため、経済性の観点から０．００１％が実質的な下限になる。

（Ｏ：０．０１％以下）
Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、含有量を０．０１％以下に抑制する必要がある。一方、Ｏの含有量の下限は特に定める必要はないが、Ｏの含有量を極端に低下させることは多大なコストが必要になるため、経済性の観点から０．００１％が実質的な下限になる。

（Ｐ：０．０４％以下）
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐが０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になることから、その適正範囲を０．０４％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは経済的に不利となるため、０．０００１％を下限値とすることが好ましい。

また、これらを主成分とする鋼に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、ＲＥＭ（例えばＬａ，Ｃｅ）、Ｃａのうち何れか１種以上を添加してもよい。

（Ｖ：０．００１〜０．１％）
Ｖは、炭化物形成元素であることから、ＮｂやＴｉと同様に、析出強化或いは細粒強化により、強度と降伏比を高めることができるので添加してもよい。この効果は、０．０１％以上の添加で顕著になることから、下限値は０．０１％とする。一方、０．１％を超える過剰な添加は、コスト高を招くだけでなく、再結晶の遅延が顕著となり、未再結晶組織となりやすく、延性や穴拡げ性が劣化する。或いは、再結晶を促進させるために、高温焼鈍が必要となるので好ましくない。このことから、上限値は０．１％とした。

（Ｎｉ：０．０１〜０．８％）
（Ｃｕ：０．０１〜０．８％）
（Ｃｒ：０．０１〜０．８％）
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは、Ｍｎと同様に固溶強化により、鋼板強度と降伏比を増加させる。但し、この効果は、０．０１％以上でないと得られないことから、それぞれの下限値を０．０１％以上とする。また、０．８％以上の添加は、パーライト変態の遅延が顕著となり、組織をフェライトおよびマルテンサイトあるいはベイナイト組織とし、降伏比を低下させてしまうことから好ましくない。このことから、それぞれの上限値は０．８％とする。

（ＲＥＭ：０．０００１〜０．１％）
（Ｃａ：０．０００１〜０．１％）
ＲＥＭやＣａは、硫化物の形態制御が可能であることから、更なる穴拡げ性向上のために添加してもよい。この効果は、０．０００１％以上の添加で顕著となることから、それぞれ０．０００１％以上添加する必要がある。一方で、０．１％を超える添加は、経済上好ましくないことから、この値が上限となる。

降伏応力（ＹＳ）、引張最大強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）は、得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板並びに合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に直角方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での試験を行うことにより求めた。なお、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。そして、降伏応力と引張最大強度の比である降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が、０．７以上である鋼板を降伏比が高い鋼板とした。降伏比を０．７以上としたのは、降伏比０．７以上で、衝突特性の向上が顕著となるためである。好ましくは、０．７５以上であり、更に好ましくは、０．８以上である。

穴拡げ性に関しては、鉄鋼連盟規格に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０゜の円錐ポンチで成形することにより行い、穴拡げ率λ（％）が５０％以上を有するものを穴拡げ性が良好な鋼板と定義する。

次に、本発明の鋼板を製造する際の限定理由について説明する。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。

熱延スラブ加熱温度は、鋳造中時に析出したＮｂやＴｉの炭窒化物を再溶解させる必要があるので、１２００℃以上にする必要がある。上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。

仕上げ圧延温度は、オーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性及び材質の異方性が大きくなり、焼鈍後の成形加工性が劣化するので、Ａｒ３温度以上が望ましい。なお、Ａｒ３温度は次の式により計算する。
Ａｒ３＝901−325×C＋33×Si−92×(Mn＋Ni／2＋Cr／2＋Cu／2＋Mo／2)

巻き取り温度は、４００℃以上６３０℃以下にする必要がある。６３０℃を超えると熱延組織中に層状のフェライトやパーライト組織が存在するため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の穴拡げ性や延性が劣化する。焼鈍後の組織を微細にして穴拡げ性を向上させる観点からは６００℃以下で巻き取ることがより好ましい。巻き取り温度が４００℃を下回ると、巻き取り後にＢをＢＮとして析出させることができず、焼鈍後の降伏比が大きく低下してしまうためである。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板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延鋼板に、必要に応じて酸洗を行ってもよい。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、化成処理性及びめっき性向上のためには重要である。酸洗は、インラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。また、一回の酸洗を行ってもよいし、複数回に分けて酸洗を行ってもよい。

酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜７０％で冷間圧延して、連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインに通板する。圧下率が４０％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、４０％を下限とする。一方、７０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなり過ぎてしまい冷延が困難となることから、７０％を上限とする。さらに、好ましい範囲は４５〜６５％である。圧延パスの回数や各パス毎の圧下率については、特に規定することなく本発明の効果は発揮される。

連続焼鈍ラインを通板する場合の５８０〜７２０℃間での加熱速度は、１．４℃／秒以上とする必要がある。本発明は、ＴｉとＮｂの単独又は複合添加を用いた未再結晶フェライトによる強化を行っていることから、加熱時の粒成長及び再結の制御は極めて重要である。詳細なメカニズムは不明であるものの、加熱速度が１．４℃／秒未満であると、再結晶が進行し過ぎてしまい５９０ＭＰａ以上の引張最大応力が確保できない。また、粒成長或いは再結晶が不均一に進行することから、圧延方向に長く伸びた再結晶フェライトが残り易いため、穴拡げ性を大幅に劣化させる。このことから、下限を１．４℃／秒とする。一方、上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱速度を１００℃／秒超とすることは、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくないことから、１００℃／秒が実質的な上限である。

最高加熱温度は、７２０〜８１０℃の範囲である。最高加熱温度が７２０℃未満になると、再結晶に長時間を要することになり、未再結晶フェライトの分率が極端に増加し、大幅な延性の低下を招くことから好ましくない。このことから、７２０℃が最高加熱温度の下限である。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、未再結晶フェライトの体積率を極端に減少させてしまうことから、５９０ＭＰａ以上の引張最大強度確保が難しくなることから、上限値は８１０℃とする必要がある。

この温度域での熱処理時間は、特に限定しないが、再結晶を促進させるため、１０秒以上の熱処理を行うことが望ましい。一方、熱処理時間が６００秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果は発揮される。

上記焼鈍終了後、引き続き６３０℃〜５７０℃間を、４５℃／秒以下にて冷却し、オーステナイトをパーライトへと変態させる。この間の平均冷却速度が４５℃／秒超では、オーステナイトがパーライトへと変態することができず、高い降伏比を確保できない。このことから、上限値を４５℃／秒とする。下限は、特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、極端な冷却速度の低下は、通板速度を落とした生産を行わねばならず生産性を低下させることから好ましくない。

６３０℃と５７０℃間の冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷及びこれらを併用した何れの方法を用いても構わない。冷却速度を限定する温度範囲を５７０〜６３０℃としたのは、この温度域にてパーライト変態が起こるからである。６３０℃を超える温度域から冷却を開始したとしても、本発明の効果は発揮されるが、冷却開始温度を、７２０℃超とすることは、最高加熱温度との差が小さくなり過ぎてしまい冷却開始温度の確保が困難となることから、７２０℃が実質上の上限である。冷却終了温度の下限については、特に限定せず、本発明の効果を発揮できるが、室温未満とすることは技術的に困難であることから、室温が実質上の下限である。

また、連続焼鈍ラインの場合、過時効帯を利用して、２００〜４５０℃の温度範囲で、３０秒以上の熱処理を行ってもよい。冷却帯通過後にオーステナイトが残っていたとしても、引き続く過時効帯での熱処理により、ベイナイト組織へと変態させることが可能であり降伏比増加をもたらすことから、熱処理を行っても構わない。

熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。スキンパス圧延率は、０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、０．１％を下限とした。一方、１．５％超えると生産性が著しく低下するので、１．５％を上限とした。スキンパスは、インラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行ってもよいし、数回に分けて行っても構わない。

冷延後に溶融亜鉛めっきラインを通板する場合、５８０〜７２０℃間での加熱速度も、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、１．４℃／秒以上とする。最高加熱温度も連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、７２０〜８１０℃とする。焼鈍後の冷却に関しても、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、６３０℃と５７０℃間を４５℃／秒以下の冷却速度にて冷却する必要がある。

めっき浴浸漬板温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃とすることが好ましい。浴浸漬板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観を劣化させる場合があることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。但し、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬させてもよい。また、めっき浴浸漬温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。

また、めっき層の合金化を行う場合には、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、生産性が悪い。上限は特に限定しないが、６００℃を超えると、合金化反応が速くなり過ぎてしまい、その制御が困難となるので、６００℃未満とすることが望ましい。また、めっき浴浸漬前に、５００〜２００℃の温度範囲にて、付加的な熱処理を行っても良い。溶融亜鉛めっき鋼板にスキンパス圧延を施しても構わない。

また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの何れか１種又は複数種からなるめっきを施しても、本発明を逸脱するものではない。

さらに、めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ_２及びＮ_２を含む還元雰囲気にて焼鈍した後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初に鋼板表面を酸化させた後、還元することによりめっき前の清浄化を行い、その後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、或いは「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、何れの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。また、めっき前の焼鈍の手法によらず、加熱中の露点を−２０℃以上とすることで、めっきの濡れ性やめっきの合金化の際の合金化反応に有利に働く。

なお、本冷延鋼板を電気めっきしても鋼板の有する引張強度、成形性、溶接性を何ら損なうことはない。すなわち、本発明鋼板は電気めっき用素材としても好適である。
また、本発明の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部或いは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は、下記実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

本実施例では、表１，２に示す成分を有するスラブを、１２３０℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷した後、表１，２に示す温度で巻き取り処理を行った。そして、熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷延を行い、冷延板とした。その後、これらの冷延板に表１，２に示す条件で焼鈍熱処理を行い、５８０℃〜７２０℃間を平均加熱速度０．１〜５０℃／秒にて加熱し、６５０〜８７０℃で焼鈍を行った後、６３０℃〜５７０℃間を０．５〜１２５℃／秒で冷却し、各温度にて付加的な熱処理を２５０秒間行い、その後室温まで冷却した。最後に、得られた鋼板について０．３％の圧下率でスキンパス圧延を行った。

一部の鋼板については、上記と同様の手法で冷延まで行い、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処理を施した。加熱条件及び焼鈍温度は、上記と同様の条件とし、焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を冷却し、その後、亜鉛めっき浴に通板し、室温まで１０℃／秒の冷却速度で冷却した。合金化処理を行うものについては、亜鉛めっき浴に通板した後、４８０〜５９０℃で３０秒の合金化処理を行い、室温まで１０℃／秒の冷却速度で冷却し、最後に、得られた鋼板について０．３％の圧下率でスキンパス圧延を行った。一部の鋼板については、めっき処理に引き続き合金化処理を行った。その際の目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ^２とした。めっき後の鋼板に、０．３％スキンパス圧延を施した。

得られた冷延焼鈍板或いは亜鉛めっき板について、圧延方向に直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、引張試験を行い、ＹＳ，ＴＳ，Ｅｌを測定した。なお、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。

穴拡げ性に関しては、鉄鋼連盟規格に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴拡げ率を測定した。穴拡げ率λ（％）が、５０％以上を有するものを良好な穴拡げ性を有する鋼板とした。

得られた鋼板組織と、測定した引張特性及び穴拡げ性を表１，２に示す。なお、鋼番号Ａ−１，６〜９、Ｂ-１，２，４〜７、Ｃ−１，３，４、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１〜３、Ｇ−１、Ｇ−３，４、Ｈ−１、Ｉ−１〜３、Ｊ−１、Ｊ−３，４は、鋼板の化学的成分が本発明で規定する範囲内にあり、且つ鋼板の製造条件も本発明で規定する範囲内にある本発明例である。

表１，２に示す結果から、本発明例は、何れも鋼板組織が再結晶フェライト、未再結晶フェライト及びパーライト組織からなり、未再結晶フェライト体積率が５〜４５％の範囲となった。この結果、５９０ＭＰａ以上の引張最大強度と、０．７以上の降伏比を確保し、且つ、５０％以上の良好な穴拡げ率が得られた。

一方、５８０〜７２０℃での加熱速度が、０．１℃／秒と本発明の条件を外れる鋼番号Ａ−２、Ｂ−８、Ｇ−２は、再結晶が進行し過ぎてしまい、未再結晶フェライトの体積率を５％以上とすることができず、５９０ＭＰａ以上の引張最大強度が確保できなかった。また、穴拡げ率も、５０％未満と低い値を示した。

一方、焼鈍温度が８１０℃を超える鋼番号Ａ−４，１１、Ｂ−３，８、Ｃ−５、Ｇ−５、Ｊ−２，５は、再結晶が進行し過ぎてしまい、未再結晶フェライトの体積率を５％以上とすることができず、５９０ＭＰａ以上の引張最大強度が確保できなかった。

一方、焼鈍温度が６５０℃と低すぎる鋼番号Ａ−１１は、再結晶がほとんど進行しないことから、未再結晶フェライト分率を所定の範囲とすることができず、延性が低い。一方、未再結晶フェライトの圧延方向長さと再結晶フェライトの圧延方向長さの比（＝ＬＵＦ／ＬＲＦ）を３以下とすることができないことから、穴拡げ性に劣る。

一方、６３０〜５７０℃間の冷却速度が４５℃／秒超と本発明の範囲を外れる鋼番号Ａ−５、Ｃ−２は、焼鈍時に形成されたオーステナイトをパーライトへと変態させることができないことから、組織中にベイナイトやマルテンサイトを含むこととなる。この結果、降伏比が０．７を下回るとともに、穴拡げ率も５０％未満と低い値となった。

また、製造条件が本発明の範囲であっても、成分が本発明の範囲から外れるものは、５９０ＭＰａ以上の引張最大強度と０．７以上の降伏比、及び、５０％以上の穴拡げが確保できなかった。
すなわち、Ｂの添加を行っていない鋼番号Ｋ−１，２は、熱延組織を所定の組織に制御できないことから、焼鈍後の鋼板中に存在する未再結晶フェライトが圧延方向に伸びた組織となり、５０％以上の穴拡げ率を確保できなかった。
また、Ｂの添加量が０．００１９％と本発明の範囲を超える鋼番号Ｌ−１〜３は、鋼板組織を未再結晶フェライト、再結晶フェライト及びパーライトよりなる組織とすることができず、０．７以上の降伏比と５０％以上の穴拡げ率が確保できない。
また、Ｔｉ及びＮｂを含まない鋼番号Ｍ−１，２は、再結晶が速やかに進行してしまうことから、５９０ＭＰａ以上の引張最大強度と、０．７以上の降伏比が確保できなかった。
また、Ｍｎを多く含む鋼番号Ｎ−１は、焼鈍後のオーステナイトからパーライトへの変態が遅く、鋼板組織を未再結晶フェライト、再結晶フェライト及びパーライトよりなる組織とすることができず、０．７以上の降伏比と５０％以上の穴拡げ率が確保できなかった。
また、Ｃの含有量が少ない鋼番号Ｏ−１は、Ｃが少な過ぎることから、鋼板の強度確保に必要なパーライト組織が得られず、５９０ＭＰａ以上の引張最大強度確保ができなかった。

本発明は、引張り最大強度５９０ＭＰａ以上であり、０．７以上の高い降伏比と、良好な穴拡げ性を有する鋼板を安価に提供するものであり、この鋼板は例えば自動車用の構造用部材や、補強用部材、足廻り用部材などに用いて好適なことから、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。

Claims (11)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．００１〜０．７％、
   Ｍｎ：１．１〜１．９％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０００８％、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、
   Ｎ：０．００１〜０．０１％、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ｏ：０．０１％以下、
   Ｐ：０．０４％以下
   を含有し、更に、ＮｂとＴｉとの何れか一方又は両方を合計で０．０１〜０．０７％含有し、残部がＦｅ及び可避的不純物からなり、鋼板組織が再結晶フェライト、未再結晶フェライト及びパーライトを含み、引張り最大強度が５９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．７０以上であることを特徴とする高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
2. 前記鋼板組織に含まれる未再結晶フェライトの体積率が５〜４５％であることを特徴とする請求項１に記載の高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
3. 前記鋼板組織に含まれる未再結晶フェライトの平均圧延方向長さ（ＬＵＦ）と再結晶フェライトの平均圧延方向長さ（ＬＲＦ）との比（ＬＵＦ／ＬＲＦ）が３以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
4. 更に、質量％で、
   Ｎｉ：０．０１〜０．８％、
   Ｃｕ：０．０１〜０．８％、
   Ｃｒ：０．０１〜０．８％
   のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れか一項に記載の高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
5. 更に、質量％で、
   Ｖ：０．００１〜０．１％
   を含有することを特徴とする請求項１乃至４の何れか一項に記載の高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
6. 更に、質量％で、
   ＲＥＭ：０．０００１〜０．１％、
   Ｃａ：０．０００１〜０．１％
   のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至５の何れか一項に記載の高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
7. 請求項１乃至６の何れか一項に記載の鋼板の表面に、質量％で５％以下のＦｅを含有する溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
8. 請求項１乃至７の何れか一項に記載の鋼板の表面に、質量％で５〜２０％のＦｅを含有する合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
9. 請求項１乃至６の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６３０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、５８０〜７２０℃間を平均加熱速度１．４℃／秒以上で加熱し、最高加熱温度７２０〜８１０℃で焼鈍した後、６３０〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で冷却し、４５０℃〜２００℃の温度範囲で３０秒以上保持することを特徴とする高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
10. 請求項１乃至６の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６３０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、５８０〜７５０℃間を平均加熱速度１．４℃／秒以上で加熱し、最高加熱温度７２０〜８１０℃で焼鈍した後、６３０〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却することを特徴とする高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
11. 請求項１乃至６の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６３０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、５８０〜７５０℃間を平均加熱速度１．４℃／秒以上で加熱し、最高加熱温度７２０〜８１０℃で焼鈍した後、６３０〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、必要に応じて４６０℃以上の温度で合金化処理を施し、室温まで冷却することを特徴とする高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。