JP2016194139A - 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板であって、延性および伸びフランジ性で評価される加工性が良好で、しかも衝突特性に優れた高強度冷延鋼板、およびその製造方法を提供する。【解決手段】板厚の１／４位置における金属組織が、下記（１）〜（４）を満足する。（１）金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、フェライトの面積率が１０％超６５％以下であり、残部は、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含み、ベイニティックフェライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトよりなる群から選択される少なくとも１種からなる硬質相である。（２）金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、残留オーステナイトの体積率Ｖγが５％以上３０％以下である。（３）金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ組織の面積率ＶMAが３％以上２５％以下であり、前記ＭＡ組織の平均円相当直径が２．０μｍ以下である。（４）前記残留オーステナイトの体積率Ｖγに対する前記ＭＡ組織の面積率ＶMAの比ＶMA／Ｖγが、下記式（ｉ）を満足する。０．５０≦ＶMA／Ｖγ≦１．５０ ・・・（ｉ）【選択図】なし

Description

本発明は、加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法に関する。詳細には、上記高強度冷延鋼板、上記高強度冷延鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を形成した高強度電気亜鉛めっき鋼板、上記高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成した高強度溶融亜鉛めっき鋼板、上記高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成した高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法に関する。

自動車や輸送機等の低燃費化を実現するために、自動車や輸送機等を軽量化することが望まれている。軽量化するには、例えば、高強度鋼板を用い、板厚を薄くすることが有効である。しかし、鋼板を高強度化すると延性および伸びフランジ性が劣化するため、製品形状への加工性が悪くなる。

また、自動車用鋼部品には、耐食性の観点から、表面に電気亜鉛めっき（以下、ＥＧと表記することがある。）、溶融亜鉛めっき（以下、ＧＩと表記することがある。）、合金化溶融亜鉛めっき（以下、ＧＡと表記することがある。）などの亜鉛めっきを施した鋼板（以下、亜鉛めっき鋼板と総称することがある。）が用いられることが多い。これらの亜鉛めっき鋼板においても上記高強度鋼板と同様、強度化および加工性が求められる。

例えば、特許文献１には、フェライト中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在した金属組織を有し、その複合組織強化により引張強さＴＳが４９０〜８８０ＭＰａとなるプレス加工性の良い合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板が開示されている。

また、特許文献２には、ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が５９０ＭＰａ以上で、成形性に優れ、具体的にはＴＳ×ＥＬ（ＥＬ：Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、伸び）が２３０００ＭＰａ％以上で、かつ塩温水試験、塩水噴霧試験や複合サイクル腐食試験のような過酷な環境でも塗装後耐食性に優れる高強度冷延鋼板が開示されている。この鋼板の金属組織は、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含む組織である。残留オーステナイトは、鋼板の延性を向上させる作用、いわゆるＴＲＩＰ効果を有することが記載されている。

ところで、自動車用鋼部品には、自動車が衝突した際の衝撃を効率良く吸収する衝突特性に優れることも求められている。衝突特性を改善する技術としては、例えば、特許文献３が知られている。特許文献３には、５９０ＭＰａ級の鋼板並みの静動比と、９００ＭＰａ以上の引張最大強度の両立が可能な、衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。この製造方法は、亜鉛めっきを施した後、冷却し、粗度（Ｒａ）３．０以下のロールを用いて圧延を行うところに特徴がある。

特許第３５２７０９２号公報 特許第５０７６４３４号公報 特許第５４８７９１６号公報

上記特許文献１、２に記載の技術によれば、鋼板の加工性を改善できる。しかし、衝突特性については何も考慮されていない。これに対し、上記特許文献３に記載の技術によれば、鋼板の衝突特性を改善できる。しかし、延性および伸びフランジ性で評価される加工性については何も考慮されていない。

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板であって、延性および伸びフランジ性で評価される加工性が良好で、しかも衝突特性に優れた高強度冷延鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、上記高強度冷延鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有する高強度電気亜鉛めっき鋼板、上記高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および上記高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、上記特性を兼ね備えた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板とは、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．５％以下、Ｓｉ：１．０％以上３％以下、Ｍｎ：１．５％以上７％以下、Ｐ：０％超０．１％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ａｌ：０．００５％以上１％以下、Ｎ：０％超０．０１％以下、およびＯ：０％超０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板である。そして、板厚の１／４位置における金属組織が、下記（１）〜（４）を満足する点に要旨を有する。
（１）金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、フェライトの面積率が１０％超６５％以下であり、残部は、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含み、ベイニティックフェライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトよりなる群から選択される少なくとも１種からなる硬質相である。
（２）金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、残留オーステナイトの体積率Ｖ_γが５％以上３０％以下である。
（３）金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ組織の面積率Ｖ_MAが３％以上２５％以下であり、前記ＭＡ組織の平均円相当直径が２．０μｍ以下である。
（４）前記残留オーステナイトの体積率Ｖ_γに対する前記ＭＡ組織の面積率Ｖ_MAの比Ｖ_MA／Ｖ_γが、下記式（ｉ）を満足する。
０．５０≦Ｖ_MA／Ｖ_γ≦１．５０ ・・・（ｉ）

前記鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
（ａ）Ｃｒ：０％超１％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、
（ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下、およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、
（ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、
（ｄ）Ｂ：０％超０．００５％以下、
（ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、
等を含有してもよい。

本発明には、上記高強度冷延鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有する高強度電気亜鉛めっき鋼板、上記高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板、上記高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も包含される。

本発明に係る加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板は、上述した成分組成を満足する鋼を、仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧延率を５〜２５％、仕上げ圧延終了温度をＡｒ₃点以上９００℃以下として熱間圧延し、巻取り温度を６００℃以下として巻取り、室温まで冷却し、冷間圧延し、平均昇温速度１０℃／秒以上で８００℃以上Ａｃ₃点未満の温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱し、５０℃以上Ｍｓ点以下の温度範囲における任意の冷却停止温度Ｔ℃まで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、加熱して前記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域で５０秒間以上保持してから室温まで冷却することにより製造できる。

本発明に係る加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上述した成分組成を満足する鋼を、仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧延率を５〜２５％、仕上げ圧延終了温度をＡｒ₃点以上９００℃以下として熱間圧延し、巻取り温度を６００℃以下として巻取り、室温まで冷却し、冷間圧延し、平均昇温速度１０℃／秒以上で８００℃以上Ａｃ₃点未満の温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱し、５０℃以上Ｍｓ点以下の温度範囲における任意の冷却停止温度Ｔ℃まで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、加熱して前記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域で５０秒間以上保持すると共に、保持時間内で溶融亜鉛めっきを行った後、室温まで冷却することにより製造できる。

本発明に係る加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上述した成分組成を満足する鋼を、仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧延率を５〜２５％、仕上げ圧延終了温度をＡｒ₃点以上９００℃以下として熱間圧延し、巻取り温度を６００℃以下として巻取り、室温まで冷却し、冷間圧延し、平均昇温速度１０℃／秒以上で８００℃以上Ａｃ₃点未満の温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱し、５０℃以上Ｍｓ点以下の温度範囲における任意の冷却停止温度Ｔ℃まで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、加熱して前記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域で５０秒間以上保持すると共に、保持時間内で溶融亜鉛めっきを行った後、更に合金化処理してから室温まで冷却することにより製造できる。

本発明によれば、成分組成および金属組織を適切に制御しているため、延性および伸びフランジ性で評価される加工性と、衝突特性の両方に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、高強度電気亜鉛めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。本発明に係る高強度冷延鋼板、高強度電気亜鉛めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、加工性のなかでも延性が特に優れている。また、本発明によれば、上記高強度冷延鋼板、高強度電気亜鉛めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を提供できる。本発明に係る高強度冷延鋼板、高強度電気亜鉛めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、特に自動車等の産業分野において極めて有用である。

図１は、実施例で行った熱処理パターンの一例を示す概略説明図である。

本発明者らは、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板について、延性、伸びフランジ性、および衝突特性の全てを改善するために、鋭意検討を重ねてきた。その結果、引張強度を確保するために、金属組織に占めるフェライト分率を所定の範囲内とし、残部組織を硬質相としたうえで、延性を改善するには、所定量のフェライトを生成させると共に、金属組織全体に対する、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ組織の面積率Ｖ_MAと、残留オーステナイトの体積率Ｖ_γとの比Ｖ_MA／Ｖ_γを適切に制御すれば良いこと、伸びフランジ性を改善するには、上記ＭＡ組織を微細化すれば良いこと、衝突特性を改善するには、上記ＭＡ組織を微細化すると共に、上記比Ｖ_MA／Ｖ_γを適切に制御すれば良いこと、を見出し、本発明を完成した。

まず、本発明を特徴づける金属組織について説明する。

本発明に係る高強度冷延鋼板は、板厚の１／４位置における金属組織が、下記（１）〜（４）を満足するところに特徴を有する。
（１）金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、フェライトの面積率が１０％超６５％以下であり、残部は、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含み、ベイニティックフェライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトよりなる群から選択される少なくとも１種からなる硬質相である。
（２）金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、残留オーステナイトの体積率Ｖ_γが５％以上３０％以下である。
（３）金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ組織の面積率Ｖ_MAが３％以上２５％以下であり、前記ＭＡ組織の平均円相当直径が２．０μｍ以下である。
（４）前記残留オーステナイトの体積率Ｖ_γと前記ＭＡ組織の面積率Ｖ_MAが下記式（ｉ）を満足する。
０．５０≦Ｖ_MA／Ｖ_γ≦１．５０ ・・・（ｉ）

上記金属組織の観察は、鋼板を代表して全て板厚の１／４位置とする。

なお、上記（１）〜（３）で規定する金属組織の分率は、測定方法が相違するため、各分率を合計すると１００％を超えることがある。即ち、上記（１）では、金属組織を走査型電子顕微鏡で観察しており、測定される面積率は、金属組織全体を１００％としたときの割合となる。走査型電子顕微鏡を用いて測定された面積率には、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトが硬質相の面積率として含まれる。一方、上記（２）では、金属組織のうち、残留オーステナイト分率をＸ線回折法により算出し、上記（３）では、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ組織の面積率を光学顕微鏡で観察している。そのため、残留オーステナイトと焼入マルテンサイトの分率は複数の方法によって重複して測定される。また、以下、残留オーステナイトを残留γと表記することがある。従って上記（１）〜（３）で規定する金属組織の各分率を合計すると１００％を超えることがある。また、焼入マルテンサイトと残留γが複合した組織をＭＡ組織と表記することがある。ＭＡとは、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔの略である。

（１）本発明では、金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、フェライトの面積率を１０％超６５％以下とする。フェライトは、鋼板の加工性のうち、特に延性を向上させる組織である。こうした効果を発揮させるために、本発明では、フェライトの面積率を１０％超とする。フェライトの面積率は、好ましくは１５％以上であり、より好ましくは２０％以上である。しかし、フェライトが過剰になると鋼板の強度が低下し、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。従って、本発明では、フェライトの面積率は６５％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは６０％以下、より好ましくは５０％以下である。

上記金属組織の残部は、焼入マルテンサイトおよび残留γを必須組織として含み、ベイニティックフェライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトよりなる群から選択される少なくとも１種からなる硬質相である。これらの硬質相は、フェライトより硬い組織であり、所定量のフェライトを生成させたうえで、残部組織を硬質相とすることにより、鋼板の強度を９８０ＭＰａ以上に高めることができる。必須組織として焼入マルテンサイトおよび残留γを含むのは、後述するように、焼入マルテンサイトおよび残留γが複合したＭＡ組織を所定量生成させるためである。

上記金属組織は、フェライトおよび硬質相に加えて、パーライトおよびセメンタイトよりなる群から選択される少なくとも１種を含んでもよい。パーライトおよびセメンタイトの合計面積率は、本発明の効果を損なわない範囲であれば特に限定されないが、例えば、２０％以下が好ましい。合計面積率は、より好ましくは１５％以下であり、更に好ましくは１０％以下である。

上記金属組織の面積率は、板厚の１／４位置をナイタール腐食した後に、走査型電子顕微鏡で観察して算出すればよく、観察倍率は、例えば、１０００倍とすればよい。

（２）本発明では、金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、残留γの体積率Ｖ_γを５％以上３０％以下とする。残留γは、鋼板を加工する際に歪を受けて変形し、マルテンサイトに変態することにより、加工時に変形部の硬化を促進して歪の集中を抑制する効果を有している。そのため、鋼板の強度−伸びバランスが向上し、延性を改善できる。こうした効果を発揮させるには、残留γの体積率は５％以上とする必要がある。残留γの体積率は、好ましくは６％以上、より好ましくは７％以上である。しかし、残留γの体積率が過度に増加すると、伸びフランジ性が劣化する。従って、本発明では、残留γの体積率は３０％以下とする。残留γの体積率は、好ましくは２５％以下、より好ましくは２０％以下である。

上記残留γの体積率は、板厚の１／４位置をＸ線回折法で測定して求めればよい。なお、残留γは、ベイニティックフェライトのラス間に存在するか、ＭＡ組織に含まれて存在する。上記残留γによる効果は、存在形態によらず発揮されるため、本発明では、存在形態に関わらず、Ｘ線回折法により測定された全ての残留γの量を合計して体積率を求めた。

（３）本発明では、金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、ＭＡ組織の面積率Ｖ_MAを３％以上２５％以下とする。上記ＭＡ組織は、鋼板の強度−伸びバランスを向上させる組織であり、延性を改善できる。こうした効果を発揮させるには、ＭＡ組織の面積率を３％以上とする必要がある。ＭＡ組織の面積率は、好ましくは４％以上、より好ましくは５％以上である。しかし、ＭＡ組織の面積率が過度に増加すると、衝突特性が劣化する。従って、本発明では、ＭＡ組織の面積率は２５％以下とする。ＭＡ組織の面積率は、好ましくは２３％以下、より好ましくは２０％以下である。

また、本発明では、上記ＭＡ組織の平均円相当直径を２．０μｍ以下とする。ＭＡ組織を微細化することにより、伸びフランジ性および衝突特性を向上できる。こうした効果を発揮させるには、ＭＡ組織の平均円相当直径を２．０μｍ以下とする必要がある。ＭＡ組織の平均円相当直径は、好ましくは１．８μｍ以下、より好ましくは１．５μｍ以下である。なお、ＭＡ組織が微細化するほど、伸びフランジ性および衝突特性は良好となるため、ＭＡ組織の平均円相当直径の下限は特に限定されないが、工業的には、０．１μｍ程度が限界である。

上記ＭＡ組織とは、焼入マルテンサイトおよび残留γが複合した組織であり、焼入マルテンサイトとは、鋼板を加熱温度から室温まで冷却する過程で未変態オーステナイトがマルテンサイト変態した状態の組織を意味する。焼入マルテンサイトは、光学顕微鏡で観察することにより、加熱処理により焼き戻された焼戻しマルテンサイトと区別できる。即ち、焼入マルテンサイトは、金属組織をレペラー腐食した後に光学顕微鏡で観察すると白色で観察されるのに対し、焼戻しマルテンサイトは灰色で観察される。

なお、焼入マルテンサイトと残留γは、光学顕微鏡観察による観察では区別しにくいため、本発明では、焼入マルテンサイトおよび残留γが複合した組織をＭＡ組織として測定している。

上記ＭＡ組織の面積率は、鋼板の板厚１／４位置において測定した値である。

上記ＭＡ組織の平均円相当直径は、観察視野内に認められる全てのＭＡ組織について各ＭＡ組織の面積に基づいて円相当粒径を算出し、これを平均した値である。

（４）本発明では、上記残留γの体積率Ｖ_γに対する上記ＭＡ組織の面積率Ｖ_MAの比Ｖ_MA／Ｖ_γが、下記式（ｉ）を満足することが重要である。
０．５０≦Ｖ_MA／Ｖ_γ≦１．５０ ・・・（ｉ）

上記比Ｖ_MA／Ｖ_γの値が、上記式（ｉ）を満足するように制御することによって、延性および衝突特性を両立できる。即ち、上述したとおり、本発明では、延性の指標となる強度−伸びバランスを向上させるために、残留γを積極的に生成させている。その結果、ＭＡ組織が不可避的に鋼鈑中に形成される。そして、強度−伸びバランスについて更に検討したところ、所定量の残留γを生成させた場合には、上記比Ｖ_MA／Ｖ_γの値が、０．５０以上となるように上記ＭＡ組織の面積率Ｖ_MAを制御すれば良いことが分かった。上記比Ｖ_MA／Ｖ_γの値は、好ましくは０．５５以上、より好ましくは０．６０以上である。しかし、上記比Ｖ_MA／Ｖ_γの値が大きくなり過ぎると、ＭＡ組織が過剰に生成する。ＭＡ組織中に存在する焼入マルテンサイトは、非常に硬質な組織であるため、ＭＡ組織が過剰に生成すると、衝突時に他の組織との界面で亀裂が生じやすくなり、衝突特性が却って劣化する。そこで、本発明では、ＭＡ組織中の焼入マルテンサイトの面積率を少なくし、衝突特性を確保するために、上記比Ｖ_MA／Ｖ_γの値を１．５０以下とする。上記比Ｖ_MA／Ｖ_γの値は、好ましくは１．４０以下、より好ましくは１．３０以下である。

以上、本発明を特徴付ける高強度冷延鋼板の金属組織について説明した。

次に、本発明に係る高強度冷延鋼板の成分組成について説明する。なお、以下、鋼板の成分組成について「％」は「質量％」を意味する。

［Ｃ：０．１０％以上０．５％以下］
Ｃは、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保し、且つ、残留γの安定性を高め、所定量の残留γを確保するために必要な元素である。本発明では、Ｃ量は、０．１０％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になると、熱間圧延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、最終製品の溶接性が低下する。従って、Ｃ量は、０．５％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３０％以下、さらに好ましくは０．２５％以下である。

［Ｓｉ：１．０％以上３％以下］
Ｓｉは、固溶強化元素として作用し、鋼の高強度化に寄与する元素である。また、Ｓｉは、炭化物の生成を抑え、フェライトおよび残留γの生成に有効に作用し、優れた強度−伸びバランスを確保するために必要な元素である。本発明では、Ｓｉ量は、１．０％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．３５％以上、さらに好ましくは１．５％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰になると、熱間圧延時に著しいスケールが形成されて鋼板表面にスケール跡疵が付き、表面性状が悪くなる。また、酸洗性も悪くなる。従って、Ｓｉ量は、３％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下である。

［Ｍｎ：１．５％以上７％以下］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｎは、γを安定化させて、残留γを生成させるために必要な元素である。本発明では、Ｍｎ量は１．５％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．６％以上、より好ましくは１．７％以上、さらに好ましくは１．８％以上、より更に好ましくは２．０％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、熱間圧延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、最終製品の溶接性が劣化する。また、Ｍｎを過剰に添加すると、Ｍｎが偏析して延性および伸びフランジ性を劣化させる原因となる。従って、本発明では、Ｍｎ量は、７％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは５．０％以下、より好ましくは４．０％以下、さらに好ましくは３．０％以下である。

［Ｐ：０％超０．１％以下］
Ｐは、不可避的に含まれる不純物元素であり、過剰に含有すると最終製品の溶接性が劣化する。従って、本発明では、Ｐ量は、０．１％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｐ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすることは工業的に困難である。Ｐ量の下限は、工業的には０．０００５％である。

［Ｓ：０％超０．０５％以下］
Ｓは、Ｐと同様、不可避的に含まれる不純物元素であり、過剰に含有すると最終製品の溶接性が劣化する。また、Ｓは、鋼板中に硫化物系介在物を形成し、鋼板の延性および伸びフランジ性を低下させる原因となる。従って、本発明では、Ｓ量は、０．０５％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｓ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすることは工業的に困難である。Ｓ量の下限は、工業的には０．０００１％である。

［Ａｌ：０．００５％以上１％以下］
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、こうした作用を発揮させるために、本発明では、Ａｌ量を０．００５％以上とする。Ａｌ量は、より好ましくは０．０１％以上である。しかし、Ａｌ量が過剰になると、最終製品の溶接性が著しく劣化する。従って、本発明では、Ａｌ量は、１％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下である。

［Ｎ：０％超０．０１％以下］
Ｎは、不可避的に含まれる不純物元素であり、過剰に含有すると、窒化物が多量に析出して延性、伸びフランジ性、および衝突特性を劣化させる。従って、本発明では、Ｎ量は、０．０１％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。なお、窒化物は、少量であれば鋼板の高強度化に寄与するため、Ｎ量は、０．００１％以上であってもよい。

［Ｏ：０％超０．０１％以下］
Ｏは、不可避的に含まれる不純物元素であり、過剰に含有すると、延性および衝突特性を低下させる元素である。従って、本発明では、Ｏ量は、０．０１％以下とする。Ｏ量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。Ｏ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にすることは工業的に困難である。Ｏ量の下限は、工業的には０．０００１％である。

本発明に係る冷延鋼板は、上記成分組成を満足し、残部は、鉄および不可避不純物である。該不可避的不純物としては、例えば鋼中に原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれることがある上記Ｐ、Ｓ、Ｎ、およびＯの他、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎなどのトランプ元素が含まれることがある。

本発明の冷延鋼板は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：０％超１％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、
（ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下、およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、
（ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、
（ｄ）Ｂ：０％超０．００５％以下、
（ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、
などを含有してもよい。

これら（ａ）〜（ｅ）の元素は、単独で、或いは任意に組み合わせて含有させることもできる。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。

［（ａ）Ｃｒ：０％超１％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種］
ＣｒとＭｏは、いずれも焼入れ性を高めて鋼板の強度を向上させるために有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、ＣｒとＭｏは、夫々、０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．３％以上である。しかし、過剰に含有すると延性および伸びフランジ性が低下する。また、過剰な添加は、高コストとなる。従って、ＣｒとＭｏを単独で添加する場合は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｒとＭｏは、単独で、或いは併用できる。ＣｒとＭｏを併用する場合は、単独で含有するときの上記範囲内であって、且つＣｒとＭｏの合計量が１．５％以下であることが好ましい。

［（ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下、およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種］
Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、いずれも鋼板中に炭化物および窒化物を形成し、鋼板の強度を向上させると共に、旧γ粒を微細化させる作用を有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、夫々、０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、過剰に含有すると炭化物が粒界に析出し、鋼板の伸びフランジ性および衝突特性が劣化する。従って、本発明では、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、夫々、０．１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。これらの元素は、単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を用いることができる。

［（ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種］
ＣｕおよびＮｉは、残留γの生成、安定化に有効に作用する元素である。また、ＣｕとＮｉは、鋼板の耐食性を向上させる作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、ＣｕおよびＮｉは、夫々、０．０５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｕを過剰に含有すると熱間加工性が劣化するため、Ｃｕを単独で添加する場合は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。一方、Ｎｉを過剰に含有すると高コストとなるため、Ｎｉ量は１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｕとＮｉは、単独で、或いは併用できる。ＣｕおよびＮｉを併用すると上記作用が発現し易くなり、またＮｉを含有させることによってＣｕ添加による熱間加工性の劣化が抑制されやすくなる。ＣｕとＮｉを併用する場合は、合計量を１．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．０％以下である。

［（ｄ）Ｂ：０％超０．００５％以下］
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、オーステナイトを安定に室温まで存在させるのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂ量は、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００１５％以上とする。しかし、過剰に含有すると、ホウ化物を生成して延性を劣化させることがある。従って、Ｂ量は、０．００５％以下とすることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３５％以下である。

［（ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種］
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭは、鋼板中の介在物を微細分散させる作用を有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ量は、それぞれ、０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかし、過剰に添加すると、鋳造性や熱間加工性などを劣化させる原因となる。従って、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ量は、それぞれ、０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００７％以下である。これらの元素は、単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を用いることができる。なお、本発明においてＲＥＭとは希土類元素の略であり、ランタノイド元素、即ち、ＬａからＬｕまでの１５元素、およびＳｃとＹを含む意味である。

以上、本発明に係る高強度冷延鋼板について説明した。

上記高強度冷延鋼板は、表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。即ち、本発明には、上記高強度冷延鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有する高強度電気亜鉛めっき鋼板（以下、ＥＧ鋼板と表記することがある。）、上記高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩ鋼板と表記することがある。）、上記高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡ鋼板と表記することがある。）も包含される。

次に、本発明に係る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、上述した成分組成を満足する鋼を、仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧延率を５〜２５％、仕上げ圧延終了温度をＡｒ₃点以上９００℃以下として熱間圧延し、巻取り温度を６００℃以下として巻取り、室温まで冷却し、冷間圧延し、平均昇温速度１０℃／秒以上で８００℃以上Ａｃ₃点未満の温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱し、５０℃以上Ｍｓ点以下の温度範囲における任意の冷却停止温度Ｔ℃まで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、加熱して前記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域で５０秒間以上保持してから室温まで冷却することにより製造できる。

以下、順を追って説明する。

［仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧延率：５〜２５％］
まず、上記成分組成を満足する鋼は、常法に従って加熱する。加熱温度は特に限定されないが、例えば、１０００〜１３００℃とすることが好ましい。加熱温度が１０００℃未満では、炭化物の固溶が不充分となり、充分な強度が得られにくい。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、熱延鋼板の組織が粗大化し、冷延鋼板のＭＡ組織も粗大化しやすい。その結果、衝突特性が低下する傾向がある。

加熱後は、熱間圧延を行う。本発明では、仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧下率を５〜２５％とすることが重要である。圧延率が５％未満では、熱延後のオーステナイト粒径が粗大化し、焼鈍後の冷延鋼板におけるＭＡ組織の平均円相当直径が大きくなる。その結果、伸びフランジ性が低下する。従って、本発明では、上記圧延率を５％以上とする必要がある。上記圧下率は、好ましくは６％以上、より好ましくは７％以上、さらに好ましくは８％以上である。しかし、上記圧延率が２５％を超えてもＭＡ組織の平均円相当直径が大きくなり、伸びフランジ性および衝突特性が劣化する。このメカニズムは不明であるが、熱延後の組織が不均質化しているためと考えられる。本発明では、上記圧延率は２５％以下とする必要がある。上記圧下率は、好ましくは２３％以下、より好ましくは２０％以下である。

[仕上げ圧延終了温度：Ａｒ₃点以上９００℃以下]
仕上げ圧延終了温度が、Ａｒ₃点の温度を下回ると、熱延後の鋼鈑組織が不均質となり、伸びフランジ性が低下する。一方、仕上げ圧延終了温度が９００℃を超えると、オーステナイトの再結晶が生じて結晶粒が粗大化し、冷延鋼板中のＭＡ組織の平均円相当直径が大きくなる。その結果、伸びフランジ性が低下する。従って、本発明では、仕上げ圧延終了温度は、９００℃以下とする必要がある。仕上げ圧延終了温度は、好ましくは８９０℃以下、より好ましくは８８０℃以下である。

なお、Ａｒ₃点の温度は、下記式（ｉｉ）に基づいて算出した。式中［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｒ₃点（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ ・・・（ｉｉ）

[巻取り温度：６００℃以下]
巻き取り温度が６００℃を超えると結晶粒が粗大化し、冷延鋼板中のＭＡ組織の平均円相当直径が大きくなる。その結果、伸びフランジ性が低下する。従って、本発明では、巻き取り温度は６００℃以下とする。巻取り温度は、好ましくは５８０℃以下、より好ましくは５７０℃以下、さらに好ましくは５５０℃以下である。

[冷間圧延]
熱間圧延後は巻取り、室温まで冷却し、必要に応じて常法に従って酸洗し、次いで、常法に従って冷間圧延を行えばよい。冷間圧延における冷延率は、例えば、３０〜８０％とすればよい。

[焼鈍]
冷間圧延後は、平均昇温速度１０℃／秒以上で８００℃以上Ａｃ₃点未満の温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱することにより焼鈍を行う。冷間圧延後、上記温度域までの平均昇温速度が１０℃／秒を下回ると、加熱中にオーステナイト粒が成長して粗大化するため、冷延鋼板中のＭＡ組織の平均円相当直径が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。従って、本発明では、上記平均昇温速度は１０℃／秒以上とする。上記平均昇温速度は、好ましくは１２℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上である。上記平均昇温速度の上限は特に限定されないが、通常、最大で１００℃／秒程度である。

均熱温度を８００℃以上Ａｃ₃点未満とすることにより、所望のフェライト量を確保できる。均熱温度が８００℃を下回ると、オーステナイトへの逆変態が不充分となり、加工組織が冷延鋼板に残存し、加工性が低下する。従って、本発明では、均熱温度を８００℃以上とする。均熱温度は、好ましくは８０５℃以上、より好ましくは８１０℃以上である。しかし、均熱温度がＡｃ₃点の温度以上になると、所望のフェライト量を確保できず、延性が劣化する。従って、本発明では、均熱温度はＡｃ₃点の温度未満とする。均熱温度は、好ましくはＡｃ₃点−１０℃以下、より好ましくはＡｃ₃点−２０℃以下である。

均熱時間が５０秒を下回ると、加工組織が冷延鋼板に残存し、延性が劣化する。従って、本発明では、均熱時間を５０秒以上とする。均熱時間は、より好ましくは６０秒以上である。均熱時間の上限は特に限定されないが、均熱時間が長すぎるとオーステナイト相へのＭｎの濃縮が進み、Ｍｓ点が低下してＭＡ組織が増加、粗大化することがある。従って、均熱時間は、３６００秒以下とすることが好ましく、より好ましくは３０００秒以下である。

上記温度域での均熱保持は、同一の温度で恒温保持する必要はなく、上記温度域内で加熱、冷却し、変動させてもよい。

上記Ａｃ₃点の温度は、「レスリー鉄鋼材料化学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、２７３頁）に記載されている下記式（ｉｉｉ）に基づいて算出できる。式中［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ₃（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］^1/2−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−（３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］−７００×［Ｐ］−４００×［Ａｌ］−１２０×［Ａｓ］−４００×［Ｔｉ］） ・・・（ｉｉｉ）

［冷却］
上記均熱保持した後、５０℃以上Ｍｓ点以下の温度範囲における任意の冷却停止温度Ｔ℃まで冷却する。この温度範囲まで冷却することによって、未変態オーステナイトをマルテンサイトおよび硬質ベイナイト相に変態させることができ、ＭＡ組織も微細化できる。このとき、マルテンサイトは、変態直後は焼入マルテンサイトとして存在するが、後工程で再加熱、保持している間に焼戻され、焼戻しマルテンサイトとして残留する。この焼戻しマルテンサイトは、鋼板の延性、伸びフランジ性、および衝突特性のいずれにも悪影響を及ぼさない。しかし、上記冷却停止温度Ｔが、Ｍｓ点を超えると、マルテンサイトが生成せず、高温での再加熱保持工程で生成するＭＡ組織が粗大化し、局所変形能が低下して伸びフランジ性を改善できない。従って、本発明では、冷却停止温度ＴをＭｓ点の温度以下とする。冷却停止温度Ｔは、好ましくはＭｓ点−２０℃以下、より好ましくはＭｓ点−５０℃以下である。一方、上記冷却停止温度Ｔが５０℃を下回ると、残留γおよびＭＡ組織が殆ど生成しないため、延性を改善できない。従って、本発明では、冷却停止温度Ｔの下限を５０℃以上とする。冷却停止温度Ｔは、好ましくは６０℃以上、より好ましくは７０℃以上である。

上記Ｍｓ点の温度は、下記式（ｉｖ）に基づいて算出できる。式中［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。また、式中Ｖｆは、金属組織全体に対するフェライトの面積率を示している。
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４×［Ｃ］／（１−Ｖｆ／１００）−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］ ・・・（ｉｖ）

上記均熱保持した後、上記温度範囲における冷却停止温度Ｔまでの平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることも重要である。均熱保持後、上記冷却停止温度Ｔまでの冷却速度を適切に制御することによって、フェライトの過剰生成を抑制できる。即ち、上記平均冷却速度が１０℃／秒を下回ると、冷却中にフェライトが過剰に生成し、引張強度が低下する。従って、本発明では、上記平均冷却速度を１０℃／秒以上とする。上記平均冷却速度は、好ましくは１５℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上である。なお、上記平均冷却速度の上限は特に限定されず、水冷や油冷により冷却してもよい。

［再加熱工程］
上記５０℃以上Ｍｓ点以下の温度範囲における任意の冷却停止温度Ｔ℃まで冷却した後は、前記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域に再加熱し、この温度域で５０秒間以上保持することが重要である。上記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域に再加熱することで、マルテンサイトなどの硬質相を焼戻しし、未変態オーステナイトをベイニティックフェライトやベイナイトに変態させることができる。再加熱を行わない場合は、残留γとＭＡ組織の生成量のバランスが悪くなり、残留γの体積率Ｖ_γに対するＭＡ組織の面積率Ｖ_MAの比Ｖ_MA／Ｖ_γを適正な範囲に制御できない。その結果、衝突特性を改善できない。また、硬質相を焼き戻すことができず、高密度の転位も生じる。従って、本発明では、上記冷却停止温度Ｔまで冷却した後、該冷却停止温度Ｔを超える温度に再加熱する。再加熱温度は、好ましくはＴ＋２０℃以上、より好ましくはＴ＋３０℃以上、更に好ましくはＴ＋５０℃以上である。しかし、再加熱温度が５５０℃を超えると、残留γとＭＡ組織が殆ど生成しなくなるため、引張強度が低下し、ＴＳ×λの値も小さくなり、伸びフランジ性を改善できない。従って、本発明では、再加熱温度は５５０℃以下とする。再加熱温度は、好ましくは５２０℃以下、より好ましくは５００℃以下、更に好ましくは４５０℃以下である。

なお、本発明において、「再加熱」とは、文言通り、上記冷却停止温度Ｔから加熱、即ち、昇温することを意味する。従って、再加熱温度は上記冷却停止温度Ｔよりも高い温度であり、再加熱温度が、例えば、５０℃以上５５０℃以下の温度域であっても、上記冷却停止温度Ｔと再加熱温度が同じであるか、上記冷却停止温度Ｔよりも再加熱温度の方が低い場合は、本発明の再加熱には該当しない。

上記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域に再加熱した後は、該温度域で５０秒間以上保持する。再加熱保持時間が５０秒を下回ると、ＭＡ組織が過剰に生成し、延性を改善できない。また、ＭＡ組織が粗大化し、平均円相当直径を適切に制御できないため、伸びフランジ性も改善できない。また、残留γの体積率Ｖ_γに対するＭＡ組織の面積率Ｖ_MAの比Ｖ_MA／Ｖ_γも適切に制御できないため、衝突特性も改善できない。更に、硬質相を充分に焼き戻すことができず、また未変態オーステナイトのベイニティックフェライトまたはベイナイトへの変態も充分に進まない。従って、本発明では、再加熱保持時間は５０秒以上とする。再加熱保持時間は、好ましくは８０秒以上、より好ましくは１００秒以上、更に好ましくは２００秒以上である。再加熱保持時間の上限は特に限定されないが、保持時間が長くなると生産性が低下するほか、引張強度が低下する傾向がある。こうした観点から、再加熱保持時間は、１５００秒以下とすることが好ましく、より好ましくは１０００秒以下である。

再加熱保持した後は、室温まで冷却する。冷却時の平均冷却速度は特に限定されないが、例えば、０．１℃／秒以上であることが好ましく、より好ましくは０．４℃／秒以上である。また、平均冷却速度は、例えば、２００℃／秒以下であることが好ましく、より好ましくは１５０℃／秒以下である。

［めっき処理］
再加熱保持後、室温まで冷却して得られた本発明に係る高強度冷延鋼板に、常法に従って、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。

電気亜鉛めっきは、例えば、上記高強度冷延鋼板を、５０〜６０℃（特に、５５℃）の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行えばよい。めっき付着量は特に限定されず、例えば、片面あたり１０〜１００ｇ／ｍ²程度であればよい。

溶融亜鉛めっきは、例えば、上記高強度冷延鋼板を、３００℃以上５５０℃以下の溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっき処理を行えばよい。めっき時間は、所望のめっき付着量を確保できるように適宜調整すればよく、例えば、１〜１０秒とすることが好ましい。

合金化溶融亜鉛めっきは、上記溶融亜鉛めっき後に、合金化処理を行えばよい。合金化処理温度は特に限定されないが、合金化処理温度が低すぎると合金化が充分に進まないため、４５０℃以上が好ましく、より好ましくは４６０℃以上、更に好ましくは４８０℃以上である。しかし、合金化処理温度が高すぎると、合金化が進行し過ぎてめっき層中のＦｅ濃度が高くなり、めっき密着性が劣化する。こうした観点から、合金化処理温度は、５５０℃以下が好ましく、より好ましくは５４０℃以下、更に好ましくは５３０℃以下である。合金化処理時間は特に限定されず、溶融亜鉛めっきが合金化するように調整すればよい。合金化処理時間は、例えば、１０〜６０秒である。

本発明に係る加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上述した成分組成を満足する鋼を、仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧延率を５〜２５％、仕上げ圧延終了温度をＡｒ₃点以上９００℃以下として熱間圧延し、巻取り温度を６００℃以下として巻取り、室温まで冷却し、冷間圧延し、平均昇温速度１０℃／秒以上で８００℃以上Ａｃ₃点未満の温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱し、５０℃以上Ｍｓ点以下の温度範囲における任意の冷却停止温度Ｔ℃まで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、加熱して前記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域で５０秒間以上保持すると共に、保持時間内で溶融亜鉛めっきを行った後、室温まで冷却することによっても製造できる。即ち、冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域に加熱するまでの工程は、上述した本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法と同じであり、上記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域で行う５０秒間以上の保持と、溶融亜鉛めっきを兼ねて行えばよい。

溶融亜鉛めっきは、再加熱温度域、即ち、冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域における保持時間内において行えばよく、具体的なめっき方法は、常法を採用できる。例えば、上記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域に加熱した鋼板を、冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の範囲の温度に調整しためっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を行えばよい。めっき時間は、再加熱保持の時間内で、所望のめっき量を確保できるように適宜調整すればよい。めっき時間は、例えば、１〜１０秒とすることが好ましい。

再加熱における、溶融亜鉛めっき処理と；加熱のみでめっき処理なし；との組み合わせとして、下記（ｉ）〜（ｉｉｉ）のパターンがある。
（ｉ）加熱のみを行った後、溶融亜鉛めっき処理を行う。
（ｉｉ）溶融亜鉛めっき処理を行った後、加熱のみを行う。
（ｉｉｉ）加熱のみを行った後、溶融亜鉛めっき処理を行い、更に加熱のみをこの順で行う。

前記加熱のみを行う場合の再加熱温度と、溶融亜鉛めっきを行うときのめっき浴の温度は異なっていてもよく、本発明には、一方の温度から他方の温度へ加熱または冷却してもよい。前記加熱の方法としては、炉加熱や誘導加熱等が挙げられる。

本発明に係る加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上述した成分組成を満足する鋼を、仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧延率を５〜２５％、仕上げ圧延終了温度をＡｒ₃点以上９００℃以下として熱間圧延し、巻取り温度を６００℃以下として巻取り、室温まで冷却し、冷間圧延し、平均昇温速度１０℃／秒以上で８００℃以上Ａｃ₃点未満の温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱し、５０℃以上Ｍｓ点以下の温度範囲における任意の冷却停止温度Ｔ℃まで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、加熱して前記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域で５０秒間以上保持すると共に、保持時間内で溶融亜鉛めっきを行った後、更に合金化処理してから室温まで冷却することによっても製造できる。即ち、冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域に加熱するまでの工程は、上述した本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法と同じであり、上記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域で行う５０秒間以上の保持と、溶融亜鉛めっきを兼ねて行い、その後、溶融亜鉛めっき層を合金化してから室温まで冷却すればよい。

合金化処理温度は特に限定されないが、合金化温度が低すぎると合金化が充分に進まないため、４５０℃以上が好ましく、より好ましくは４６０℃以上、更に好ましくは４８０℃以上である。しかし、合金化処理温度が高すぎると、合金化が進行し過ぎてめっき層中のＦｅ濃度が高くなり、めっき密着性が劣化する。こうした観点から、合金化処理温度は、５５０℃以下が好ましく、より好ましくは５４０℃以下、更に好ましくは５３０℃以下である。

合金化処理時間は特に限定されず、溶融亜鉛めっきが合金化するように調整すればよい。合金化処理時間は、例えば、１０〜６０秒である。なお、合金化処理は、上記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域内で所定時間かけて溶融亜鉛めっき処理を行った後に行うため、合金化処理に要する時間は上記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域内での保持時間に含めない。

上記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域での保持時間内で溶融亜鉛めっきし、必要に応じて合金化処理を施した後は、室温まで冷却すればよい。冷却時の平均冷却速度は特に限定されないが、例えば、０．１℃／秒以上であることが好ましく、より好ましくは０．４℃／秒以上である。また、平均冷却速度は、例えば、２００℃／秒以下であることが好ましく、より好ましくは１５０℃／秒以下である。

本発明に係る高強度冷延鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。引張強度は、１０００ＭＰａ以上が好ましく、より好ましくは１０１０ＭＰａ以上である。そして、上記高強度冷延鋼板は、延性および伸びフランジ性で評価される加工性に優れ、しかも衝突特性にも優れている。

延性は、強度−伸びバランスで評価でき、本発明では、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と伸びＥＬ（％）との積が、１７０００ＭＰａ・％以上を合格とする。ＴＳ×ＥＬの値は、１７１００ＭＰａ・％以上が好ましく、より好ましくは１７２００ＭＰａ・％以上である。

伸びフランジ性は、強度−穴拡げ率バランスで評価でき、本発明では、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率λ（％）との積が、２００００ＭＰａ・％以上を合格とする。ＴＳ×λの値は、２１０００ＭＰａ・％以上が好ましく、より好ましくは２２０００ＭＰａ・％以上である。

衝突特性は、強度−ＶＤＡ曲げ角度バランスで評価でき、本発明では、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）とＶＤＡ曲げ角度（°）との積が、９００００ＭＰａ・°以上を合格とする。ＴＳ×ＶＤＡ曲げ角度の値は、９０５００ＭＰａ・°以上が好ましく、より好ましくは９１０００ＭＰａ・°以上である。

本発明に係る高強度冷延鋼板の板厚は特に限定されないが、例えば、６ｍｍ以下の薄鋼板であることが好ましい。

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よって制限を受けるものではなく、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１に示す成分を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなる鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延、および連続焼鈍を行なって冷延鋼板を製造した。下記表１において、「−」は、元素を含有していないことを意味する。下記表１には、上記式（ｉｉ）に基づいて算出したＡｒ₃点の温度、および上記式（ｉｉｉ）に基づいて算出したＡｃ₃点の温度を示す。また、連続焼鈍で行った熱処理パターンの一例を図１に示す。図１において、１は加熱工程、２は均熱工程、３は冷却工程、４は再加熱保持工程、５は冷却停止温度を示している。

［熱間圧延］
溶製して得られたスラブを１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧下率を下記表２−１または表２−２に示す圧下率とし、仕上げ圧延終了温度を下記表２−１または表２−２に示す温度として板厚２．３ｍｍに熱間圧延を行った。熱間圧延後、平均冷却速度３０℃／秒で下記表２−１または表２−２に示す巻取り温度まで冷却し、巻き取った。巻取り後、室温まで空冷して熱延鋼板を製造した。

［冷間圧延］
得られた熱延鋼板を酸洗して表面のスケールを除去した後、冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板を製造した。

［連続焼鈍］
得られた冷延鋼板を、図１に示す熱処理パターンに基づいて連続焼鈍した。即ち、得られた冷延鋼板を、加熱工程として、下記表２−１または表２−２に示す平均昇温速度で、下記表２−１または表２−２に示す均熱温度まで加熱し、均熱工程として、該均熱温度で保持した。下記表２−１および表２−２に均熱時間を示す。また、下記表２−１および表２−２には、Ａｃ₃点の温度から均熱温度を引いて算出した値を示す。

均熱後、冷却工程として、下記表２−１または表２−２に示す平均冷却速度で、下記表２−１または表２−２に示す冷却停止温度Ｔ℃まで冷却した。

冷却後、下記表２−１または表２−２に示す再加熱温度まで加熱し、再加熱保持工程として、該再加熱温度で保持してから室温まで冷却し、供試材を製造した。下記表２−１および表２−２に再加熱保持時間を示す。また、下記表２−１および表２−２には、再加熱温度から冷却停止温度Ｔを引いて算出した値を示す。

なお、下記表２−１に示したＮｏ．８、１１は、下記表２−１に示した冷却停止温度Ｔで冷却を停止した後、再加熱保持工程を行っていない例である。即ち、Ｎｏ．８は、冷却停止温度Ｔを４８０℃として冷却した後、この温度よりも低い３５０℃に冷却し、３５０℃で３００秒間保持した。下記表２−１には、便宜上、再加熱温度の欄に３５０℃、再加熱保持時間の欄に３００秒と記載した。Ｎｏ．１１は、冷却停止温度Ｔを３３０℃として冷却した後、この温度よりも低い３００℃に冷却し、３００℃で３００秒間保持した。下記表２−１には、便宜上、再加熱温度の欄に３００℃、再加熱保持時間の欄に３００秒と記載した。

［電気亜鉛めっき］
下記表２−１に示したＮｏ．２は、上記供試材を５５℃の亜鉛めっき浴に浸漬し、電気亜鉛めっき処理を施した後、水洗、乾燥して電気亜鉛めっき鋼板を製造した例である。電気亜鉛めっき処理は、電流密度を４０Ａ／ｄｍ²として行った。亜鉛めっき付着量は、片面あたり４０ｇ／ｍ²であった。なお、上記電気亜鉛めっき処理では、適宜アルカリ水溶液浸漬脱脂、水洗、酸洗等の洗浄処理を行い、冷延鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有する供試材を製造した。下記表２−１において、Ｎｏ．２の区分の欄には、「ＥＧ」と記載した。

［溶融亜鉛めっき］
下記表２−２に示したＮｏ．３６は、上記供試材を４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例である。溶融亜鉛めっき付着量は、片面あたり３０ｇ／ｍ²であった。下記表２−２において、Ｎｏ．３６の区分の欄には、「ＧＩ」と記載した。

［合金化溶融亜鉛めっき］
下記表２−１に示したＮｏ．１８は、上記供試材を４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施した後、５００℃に加熱して合金化処理し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例である。合金化溶融亜鉛めっき付着量は、片面あたり３０ｇ／ｍ²であった。下記表２−１において、Ｎｏ．１８の区分の欄には、「ＧＡ」と記載した。

なお、電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、または合金化溶融亜鉛めっき処理を行わなかった供試材については、下記表２−１および表２−２の区分の欄に「冷延」と記載した。

得られた供試材について、下記の手順で金属組織を観察した。

［金属組織の観察］
（フェライトおよび硬質相の面積率）
得られた供試材の断面を研磨した後、ナイタール腐食し、板厚の１／４位置を走査型電子顕微鏡で、倍率１０００倍で、３視野観察し、写真撮影した。観察視野サイズは、１視野が１００μｍ×１００μｍである。格子間隔を５μｍとし、格子点数２０×２０の点算法にてフェライトの面積率を測定し、３視野の平均値Ｖｆを算出した。算出結果を下記表３−１および表３−２に示す。なお、フェライトの面積率は、フェライト相中に存在する硬質相の面積率を除いて算出した。

また、下記表１に示した成分組成、および下記表３−１および表３−２に示したフェライトの平均面積率Ｖｆに基づいて、上記式（ｉｖ）からＭｓ点を算出し、結果を下記表２−１および表２−２に示す。下記表２−１および表２−２には、冷却停止温度ＴからＭｓ点の温度を引いた値も示した。

同様に、点算法にてパーライトおよびセメンタイトの合計面積率を測定し、３視野の平均値を算出した。算出結果を下記表３−１および表３−２に示す。なお、パーライトおよびセメンタイトの合計面積率は、下記表３−１および表３−２では「その他組織」として表記した。

本実施例では、上記点算法で算出したフェライト、パーライト、およびセメンタイト以外の組織を硬質相とした。即ち、１００％からフェライトの面積率と、パーライトおよびセメンタイトの合計面積率を引いた値を硬質相の面積率として算出し、結果を下記表３−１および表３−２に示した。

なお、硬質相を構成する具体的な組織について観察した結果、該硬質相は、焼入マルテンサイトおよび残留γを含み、ベイニティックフェライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトよりなる群から選択される少なくとも１種であった。

（残留γの体積率Ｖ_γ）
得られた供試材を、＃１０００〜＃１５００のサンドペーパーを用いて板厚の１／４位置まで研磨し、更に表面を深さ１０〜２０μｍまで電解研磨してから、Ｘ線回折装置を用いて残留γの体積率Ｖ_γを測定した。具体的には、Ｘ線回折装置としてリガク社製の「ＲＩＮＴ１５００」を用い、Ｃｏターゲットを用い、４０ｋＶ−２００ｍＡを出力して２θで４０°〜１３０°の範囲を測定した。得られたｂｃｃ（α）の回折ピーク（１１０）、（２００）、（２１１）、およびｆｃｃ（γ）の回折ピーク（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）から残留γの体積率Ｖ_γを定量した。結果を下記表３−１および表３−２に示す。

（ＭＡ組織の面積率Ｖ_MAおよび平均円相当直径）
得られた供試材の断面を研磨した後、レペラー腐食し、板厚の１／４位置を光学顕微鏡で、倍率１０００倍で、３視野観察し、写真撮影した。観察視野サイズは、１視野が１００μｍ×１００μｍである。レペラー腐食により白色化した部分をＭＡ組織とし、格子間隔を５μｍとし、格子点数２０×２０の点算法にてＭＡ組織の面積率を測定し、３視野の平均値を算出した。算出結果を下記表３−１および表３−２に示す。

上記光学顕微鏡にて撮影した写真を画像解析し、各ＭＡ組織の円相当直径ｄを算出し、平均値を求めた。結果を下記表３−１および表３−２に示す。

（残留γの体積率Ｖ_γとＭＡ組織の面積率Ｖ_MAの比）
上述した手順で測定した残留γの体積率Ｖ_γとＭＡ組織の面積率Ｖ_MAに基づき、残留γの体積率Ｖ_γに対する前記ＭＡ組織の面積率Ｖ_MAの比Ｖ_MA／Ｖ_γを算出した。算出結果を下記表３−１および表３−２に示す。

次に、得られた供試材について、下記の手順で機械的特性、延性、伸びフランジ性、衝突特性を評価した。

［機械的特性および延性の評価］
得られた供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるようにＪＩＳ Ｚ２２０１で規定される５号試験片を切り出し、この試験片を用いて引張試験を行い、引張強度ＴＳおよび伸びＥＬを測定した。測定結果を下記表３−１および表３−２に示す。

本実施例では、引張強度が９８０ＭＰａ以上の場合を高強度で合格と評価し、９８０ＭＰａ未満の場合を強度不足で不合格と評価した。

また、測定した引張強度ＴＳおよび伸びＥＬの値に基づいて、引張強度ＴＳ×伸びＥＬの値を算出した。算出結果を下記表３−１および表３−２に示す。ＴＳ×ＥＬの値は、強度−伸びバランスを示しており、延性を評価する指標となる。

本実施例では、ＴＳ×ＥＬの値が１７０００ＭＰａ・％以上の場合を延性に優れ、合格と評価し、１７０００ＭＰａ・％未満の場合を延性が悪く、不合格と評価した。

［伸びフランジ性の評価］
供試材の伸びフランジ性を評価するために、鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１に基づいて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率λを測定した。測定結果を下記表３−１および表３−２に示す。

また、測定した引張強度ＴＳおよび穴拡げ率λの値に基づいて、引張強度ＴＳ×穴拡げ率λの値を算出した。算出結果を下記表３−１および表３−２に示す。ＴＳ×λの値は、強度−穴拡げ率バランスを示しており、伸びフランジ性を評価する指標となる。

本実施例では、ＴＳ×λの値が２００００ＭＰａ・％以上の場合を伸びフランジ性に優れ、合格と評価し、２００００ＭＰａ・％未満の場合を伸びフランジ性が悪く、不合格と評価した。

[衝突特性の評価]
衝突特性は、曲げ角度と相関することが下記文献に記載されている。
文献：Ｐ.Ｌａｒｏｕｒ, Ｈ.Ｐａｕｌｉ, Ｔ.Ｋｕｒｚ, Ｔ.Ｈｅｂｅｓｂｅｒｇｅｒ：“Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｐｏｓｔ ｕｎｉｆｏｒｍ ｔｅｎｓｉｌｅ ａｎｄ ｂｅｎｄｉｎｇ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｎ ｔｈｅ ｃｒａｓｈ ｂｅｈａｖｉｏｕｒ ｏｆ ＡＨＳＳ ａｎｄ ｐｒｅｓｓ−ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｓｔｅｅｌ ｇｒａｄｅｓ”、ＩＤＤＲＧ２０１０

そこで、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて、以下の条件で曲げ試験を行い、曲げ試験で測定される最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、曲げ角度を求めた。換算結果を下記表３−１および表３−２に示す。

（測定条件）
試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
ロール間距離：２．９ｍｍ
ポンチ押し込み速度：２０ｍｍ／分
試験片寸法：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延方向に対して直角方向
試験機：ＳＩＭＡＺＵ ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ ２０ｋＮ

また、引張試験で測定した引張強度ＴＳとＶＤＡ曲げ角度の値に基づいて、引張強度ＴＳ×ＶＤＡ曲げ角度°の値を算出した。算出結果を下記表３−１および表３−２に示す。

本実施例では、ＴＳ×ＶＤＡの値が９００００ＭＰａ・°以上の場合を衝突特性に優れ、合格と評価し、９００００ＭＰａ・°未満の場合を衝突特性が悪く、不合格と評価した。

以上の結果に基づいて、ＴＳの値が９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×ＥＬの値が１７０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λの値が２００００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×ＶＤＡの値が、９００００ＭＰａ・°以上の全てを満足する場合を本発明例とし、下記表３−１および表３−２の総合評価の欄に合格を記載した。一方、ＴＳの値、ＴＳ×ＥＬの値、ＴＳ×λの値、またはＴＳ×ＶＤＡの値のうち、いずれか一つでも上記合格基準を満足しない場合を比較例とし、下記表３−１および表３−２の総合評価の欄に不合格を記載した。

表１、表２−１、表２−２、表３−１、表３−２から次のように考察できる。

表３−１および表３−２において、総合評価の欄に「合格」と記載されている例は、いずれも本発明で規定する要件を満足している鋼板であり、引張強度ＴＳに応じて定めたＴＳ×ＥＬの値、ＴＳ×λの値、ＴＳ×ＶＤＡの値の全てが合格基準値を満足している。これらの鋼板は、延性および伸びフランジ性で評価される加工性が良好で、特に延性が優れており、衝突特性にも優れていることが分かる。

これに対し、総合評価の欄に「不合格」と記載されている例は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない鋼板であり、延性、伸びフランジ性、または衝突特性のうち少なくとも一つが改善できなかった。詳細には次の通りである。

Ｎｏ．３は、仕上げ圧延終了温度が高すぎたため、ＭＡ組織が粗大化した例である。その結果、ＴＳ×λの値が小さくなり、伸びフランジ性を改善できなかった。

Ｎｏ．４は、仕上げ圧延時における最終スタンドでの圧下率が、本発明で規定する範囲を超えて高すぎたため、ＭＡ組織が粗大化した例である。その結果、ＴＳ×λの値が小さくなり、伸びフランジ性を改善できなかった。また、ＴＳ×ＶＤＡの値が小さくなり、衝突特性を改善できなかった。

Ｎｏ．５は、仕上げ圧延時における最終スタンドでの圧下率が、本発明で規定する範囲を下回り低すぎたため、ＭＡ組織が粗大化した例である。その結果、ＴＳ×λの値が小さくなり、伸びフランジ性を改善できなかった。

Ｎｏ．７は、８００℃以上Ａｃ₃点未満の温度域を超えた高い温度で均熱したため、本発明で規定する範囲のフェライト量を確保できなかった例である。その結果、ＴＳ×ＥＬの値が小さくなり、延性を改善できなかった。

Ｎｏ．８は、均熱後の冷却停止温度Ｔが５０℃以上Ｍｓ点以下の温度域を超えて高すぎると共に、冷却後に再加熱保持を行わなかったため、Ｖ_MA／Ｖ_γの値が大きくなり過ぎた例である。その結果、ＴＳ×ＶＤＡの値が小さくなり、衝突特性を改善できなかった。

Ｎｏ．１０は、均熱後の冷却停止温度Ｔが５０℃を下回ったため、所定量の残留γ、およびＭＡ組織を確保できず、Ｖ_MA／Ｖ_γの値が規定の範囲を下回り、小さくなった例である。その結果、ＴＳ×ＥＬの値が小さくなり、延性を改善できなかった。

Ｎｏ．１１は、仕上げ圧延時における最終スタンドでの圧下率が、本発明で規定する範囲を超えて高すぎると共に、冷却後に再加熱保持を行わなかったため、ＭＡ組織が粗大化すると共に、Ｖ_MA／Ｖ_γの値が大きくなり過ぎた例である。その結果、ＴＳ×ＶＤＡの値が小さくなり、衝突特性を改善できなかった。

Ｎｏ．１４は、再加熱保持時間が短すぎたため、ＭＡ組織が粗大化した例である。その結果、ＴＳ×λの値が小さくなり、伸びフランジ性を改善できなかった。また、ＭＡ組織が過剰に生成した。その結果、ＴＳ×ＥＬの値が小さくなり、延性を改善できなかった。また、Ｖ_MA／Ｖ_γの値が大きくなり過ぎた。その結果、ＴＳ×ＶＤＡの値が小さくなり、衝突特性が劣化した。

Ｎｏ．１６、３７は、巻取り後の平均昇温速度が小さすぎたため、ＭＡ組織が粗大化した例である。その結果、ＴＳ×λの値が小さくなり、伸びフランジ性を改善できなかった。

Ｎｏ．１９は、均熱後の冷却停止温度Ｔが５０℃以上Ｍｓ点以下の温度域を超えて高すぎたため、ＭＡ組織が粗大化した例である。その結果、ＴＳ×λの値が小さくなり、伸びフランジ性を改善できなかった。

Ｎｏ．２５は、冷却後に行った再加熱温度が高すぎたため、オーステナイトの分解が起こり、残留γおよびＭＡ組織を所定量確保できなかった例である。その結果、ＴＳが低くなった。また、ＴＳ×λの値が小さくなり、伸びフランジ性を改善できなかった。また、ＴＳ×ＶＤＡの値が小さくなり、衝突特性を改善できなかった。

Ｎｏ．２７、３８は、均熱後の平均冷却速度が小さすぎたため、フェライトが過剰に生成した例である。その結果、ＴＳが低くなった。また、ＴＳ×λの値が小さくなり、伸びフランジ性を改善できなかった。

Ｎｏ．２９は、巻取り温度が高すぎたため、ＭＡ組織が粗大化した例である。その結果、ＴＳ×λの値が小さくなり、伸びフランジ性を改善できなかった。

Ｎｏ．３３は、Ｃ量が少なすぎる例であり、本発明で規定する範囲の残留γ量を確保できず、Ｖ_MA／Ｖ_γの値が本発明で規定する範囲を超えて大きくなった。その結果、ＴＳ×ＥＬの値が小さくなり、延性が劣化した。

Ｎｏ．３４は、Ｓｉ量が少なすぎる例であり、本発明で規定する範囲のフェライト量を確保できなかった。その結果、ＴＳ×ＥＬの値が小さくなり、延性が劣化した。

Ｎｏ．３５は、Ｍｎ量が少なすぎる例であり、焼入れ性が不充分となり、フェライトが過剰に生成したため、ＴＳが低下した。また、ＴＳ×λの値が小さくなり、伸びフランジ性が劣化した。

１ 加熱工程
２ 均熱工程
３ 冷却工程
４ 再加熱保持工程
５ 冷却停止温度

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．１０％以上０．５％以下、
   Ｓｉ：１．０％以上３％以下、
   Ｍｎ：１．５％以上７％以下、
   Ｐ ：０％超０．１％以下、
   Ｓ ：０％超０．０５％以下、
   Ａｌ：０．００５％以上１％以下、
   Ｎ ：０％超０．０１％以下、および
   Ｏ ：０％超０．０１％以下を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
   板厚の１／４位置における金属組織が、下記（１）〜（４）を満足することを特徴とする加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
   （１）金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、
   金属組織全体に対して、フェライトの面積率が１０％超６５％以下であり、
   残部は、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含み、ベイニティックフェライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトよりなる群から選択される少なくとも１種からなる硬質相である。
   （２）金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、残留オーステナイトの体積率Ｖ_γが５％以上３０％以下である。
   （３）金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ組織の面積率Ｖ_MAが３％以上２５％以下であり、前記ＭＡ組織の平均円相当直径が２．０μｍ以下である。
   （４）前記残留オーステナイトの体積率Ｖ_γに対する前記ＭＡ組織の面積率Ｖ_MAの比Ｖ_MA／Ｖ_γが、下記式（ｉ）を満足する。
   ０．５０≦Ｖ_MA／Ｖ_γ≦１．５０ ・・・（ｉ）
2. 前記鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
   Ｃｒ：０％超１％以下、および
   Ｍｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
3. 前記鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
   Ｔｉ：０％超０．１５％以下、
   Ｎｂ：０％超０．１５％以下、および
   Ｖ ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
4. 前記鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
   Ｃｕ：０％超１％以下、および
   Ｎｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
5. 前記鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
   Ｂ ：０％超０．００５％以下を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
6. 前記鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
   Ｃａ：０％超０．０１％以下、
   Ｍｇ：０％超０．０１％以下、および
   ＲＥＭ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
7. 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有することを特徴とする高強度電気亜鉛めっき鋼板。
8. 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
9. 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
10. 請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼を、
    仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧延率を５〜２５％、仕上げ圧延終了温度をＡｒ₃点以上９００℃以下として熱間圧延し、巻取り温度を６００℃以下として巻取り、室温まで冷却し、
    冷間圧延し、
    平均昇温速度１０℃／秒以上で８００℃以上Ａｃ₃点未満の温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱し、
    ５０℃以上Ｍｓ点以下の温度範囲における任意の冷却停止温度Ｔ℃まで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    加熱して前記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域で５０秒間以上保持してから室温まで冷却することを特徴とする加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。
11. 請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼を、
    仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧延率を５〜２５％、仕上げ圧延終了温度をＡｒ₃点以上９００℃以下として熱間圧延し、巻取り温度を６００℃以下として巻取り、室温まで冷却し、
    冷間圧延し、
    平均昇温速度１０℃／秒以上で８００℃以上Ａｃ₃点未満の温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱し、
    ５０℃以上Ｍｓ点以下の温度範囲における任意の冷却停止温度Ｔ℃まで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    加熱して前記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域で５０秒間以上保持すると共に、保持時間内で溶融亜鉛めっきを行った後、室温まで冷却することを特徴とする加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
12. 請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼を、
    仕上げ圧延の最終スタンドにおける圧延率を５〜２５％、仕上げ圧延終了温度をＡｒ₃点以上９００℃以下として熱間圧延し、巻取り温度を６００℃以下として巻取り、室温まで冷却し、
    冷間圧延し、
    平均昇温速度１０℃／秒以上で８００℃以上Ａｃ₃点未満の温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱し、
    ５０℃以上Ｍｓ点以下の温度範囲における任意の冷却停止温度Ｔ℃まで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、
    加熱して前記冷却停止温度Ｔ℃超５５０℃以下の温度域で５０秒間以上保持すると共に、保持時間内で溶融亜鉛めっきを行った後、更に合金化処理してから室温まで冷却することを特徴とする加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。