JP4188608B2 - 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は加工性に優れた高強度鋼板に関し、詳細には、５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超高強度域において、優れた伸びフランジ性および全伸びを兼ね備えた高強度鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や産業用機械等にプレス成形して使用される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性は近年、益々、高まっている。
【０００３】
従来より、強度と延性の両立を図った鋼板として、フェライト素地中に主としてマルテンサイトからなる低温変態組織を含むフェライト・マルテンサイトの複合組織鋼板［デュアルフェイズ（ＤＰ）鋼板］が知られている（特開昭５５−１２２８２０等）。上記鋼板は、延性が良好なだけでなく、マルテンサイト生成域に導入された多量の自由転位のために降伏伸びが現れず、降伏応力が低くなる為、加工時の形状凍結特性が良好である。上記組織に制御することにより、引張強度（ＴＳ）が高く、伸び（Ｅｌ）特性にも優れた鋼板が得られるが、伸びフランジ性（局部的な延性）に劣るものであった。
【０００４】
一方、伸びフランジ性に優れる鋼板としては、フェライト・ベイナイトの２相組織鋼板が知られている（特開昭５７−１４５９６５等）。これによれば、上述したＤＰ鋼板に比べ、伸びフランジ性に優れることは勿論のこと、抵抗溶接性（特に熱影響部の軟化がなく）、及び疲労特性にも優れる。しかしながら、伸び特性に劣るという問題がある。
【０００５】
その他、組織中に残留オーステナイト（γR）を生成させ、加工変形中にγRが誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性を向上させる残留オーステナイト鋼板が知られている。例えば特開昭６０−４３４２５には、複合組織鋼板としての組織を、体積分率で１０％以上のフェライトと１０％以上のγRを有し、残部がベイナイトまたはマルテンサイトまたはそれらの混合組織に制御することにより、高強度で、且つ極めて延性に優れた鋼板が開示されている。上記組織とすることにより、γRの加工誘起変態効果に加えて、軟質のフェライトによる高延性が発揮される結果、延性はフェライト及びγRによって、強度はベイナイトまたはマルテンサイトによって確保される旨記載されている。しかしながら、上記鋼板においても、前記ＤＰ鋼と同様、伸びフランジ性に劣るという問題があった。
【０００６】
そこで、γRによる優れた強度・延性バランスを維持しつつ、しかも、伸びフランジ性（穴広げ性）等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、種々の検討がなされている。例えば特開平９−１０４９４７には、ミクロ組織として、フェライト、ベイナイト、γRの３相で構成され、且つ、フェライト占有率とフェライト粒径の比、及びγRの占有率を所定範囲に制御した鋼板が開示されている。これは、「γRの増加は、強度−延性バランスの向上、全伸びの向上をもたらすが、その効果は、γRの微細化により高まること；更にγRが微細化すると、伸びフランジ性などの成形性も向上する」という知見に基づいてなされたものである。しかしながら、伸びフランジ性の向上効果は低く、更に一層優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の提供が切望されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、優れた伸びフランジ性及び全伸びを兼ね備えた加工性に優れた高強度鋼板、及び、この様な鋼板を効率よく製造することのできる方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明の加工性に優れた高強度鋼板とは、質量％で、
Ｃ ：０．０６〜０．６％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない）
を含有し、且つ、
母相組織は、焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で１５％以上、及びフェライトを含有し、
第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で５〜３０％含有すると共に、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγR）は０．８％以上であり、更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものであるところに要旨を有するものである。
【０００９】
更に、本発明において、質量％で、
▲１▼Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの；
▲２▼Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの；
▲３▼Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）、及び／又はＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）を含有するものは、いずれも本発明の好ましい態様である。
【００１０】
また、上記残留オーステナイトがラス状を呈しているものは、本発明の作用が一層高められるので好ましい態様である。特に残留オーステナイト中に占めるラス状残留オーステナイトの占積率が６０％以上に制御されたものが推奨される。
【００１１】
更に上記課題を解決し得た本発明鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）を包含するところに要旨を有するものである。
【００１２】
（１）熱延工程、及び連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却して巻取る工程を包含し、
該連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する方法；
（２）熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該第一の連続焼鈍工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含し、
該第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する方法。
【００１３】
ここで、上記（１）の熱延工程において、
（Ａr3−５０）℃以上の温度で熱延を終了する工程；７００±１００℃の範囲の温度域まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程；該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工程；空冷後、Ｍｓ点以下の温度まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して巻取る工程を包含するものは、本発明の好ましい態様である。
【００１４】
また、上記（１）の連続焼鈍工程、または上記（２）の第二の連続焼鈍工程において、
Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；（Ａ1点〜６００℃）の温度まで、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する工程；３００℃以上４８０℃以下の温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含するものは本発明の好ましい態様である。
【００１５】
更に上記（１）または（２）のめっき工程に入る前に、下記関係式（１）を満足する条件でＦｅ系プレめっき処理する工程を包含するものも本発明の好ましい態様である。
【００１６】
０．０６Ｗ≦Ｘ … （１）
［式中、Ｗは溶融Ｚｎめっきの付着量 （ｇ／ｍ2）、ＸはＦｅ系プレめっきの付着量（ｇ／ｍ2）を夫々意味する］
尚、本発明における「加工性」とは、主に、伸びフランジ性及び全伸びを意味するものである。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、高い伸びフランジ性を維持したまま、しかも、大きな全伸びを有する低合金ＴＲＩＰ鋼板を提供すべく鋭意検討してきた。その結果、転位密度の低い軟質ラス組織からなる焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織を母相とし、第２相として、残留オーステナイト（γR）相を有する組織に制御すれば、所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成した。
【００１８】
まず、本発明を最も特徴付ける組織について説明する。
【００１９】
上述したとおり、本発明の鋼板は、母相組織として、焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で１５％以上、及びフェライトを含有し；第２相組織として、γRを全組織に対して占積率で５〜３０％含有すると共に、γR中のＣ濃度（ＣγR）は０．８％以上であり、更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものである。本発明組織の特徴について、従来の残留オーステナイト鋼板と対比して説明すると、従来の残留オーステナイト鋼板は、硬質相の周りの軟質相（母相）の変形が進むと、該軟質相との界面にボイドが発生し易くなる結果、伸びフランジ性が劣化するというデメリットがあった。これに対し、母相を従来のフェライトではなく、本発明の如く、焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織とすることにより、伸びフランジ性が向上する。また、本発明では、γR中のＣ濃度（ＣγR量）が０．８％以上と高いため、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）効果が、より効果的に発揮され、伸び特性が向上する、というメリットもある。更にγRの形態を所定の軸比となる様に制御されたラス状γRとすれば、従来のγRに比べ、伸びや、特に伸びフランジ性の向上が可能となる。
【００２０】
以下、各組織について説明する。
【００２１】
焼戻マルテンサイト：１５％以上
本発明における「焼戻マルテンサイト」は、以下の特徴を有するものである。
【００２２】
第一に、本発明における「焼戻マルテンサイト」は、転位密度が少なく軟質であり、しかも、ラス状組織を有するものを意味する。これに対し、マルテンサイトは転位密度の多い硬質組織である点で、上記焼戻マルテンサイトとは相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別することができる。また、従来のγR鋼板は、転位密度の少ない軟質のブロック状フェライト組織を有する点で、上記焼戻マルテンサイトを母相とする本発明鋼板とはやはり相違するものである。
【００２３】
第二に、上記焼戻マルテンサイトは、同一成分系（基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎを同じにした系）におけるポリゴナルフェライトに比べ、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が概して高いという傾向を有する。図１は、同一成分の鋼種（Ｃ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％の範囲）における焼戻マルテンサイト及び焼戻ベイナイトの硬度（縦軸）と、ポリゴナルフェライトの硬度（横軸）とを対比したグラフである。尚、ビッカース硬さは、レペラー腐食による光学顕微鏡観察を行い、母相（灰色）部のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定したものである（荷重１ｇ）。参考までに、同図に、ｙ＝ｘの直線を点線で示したが、これにより、焼戻マルテンサイトの硬度は、ポリゴナルフェライトに比べて高いこと；この様な傾向は硬度が高くなるにつれ、顕著に見られることが分かる。
【００２４】
また、図２は、図１のデータを、Ｃ量：０．１％、０．２％、０．３％の各場合に分けて整理したものであり、焼戻マルテンサイト、焼戻ベイナイト、及びポリゴナルフェライトの硬度に及ぼすＣ量の影響を表したものである。図２より、Ｃ量が同一のとき、焼戻マルテンサイトの硬度はポリゴナルフェライトに比べて高くなる傾向があること：この様な傾向は、Ｃ量が高くなるにつれ、顕著に見られることが分かる。
【００２５】
これらの結果に基づき、焼戻マルテンサイト及び焼戻ベイナイト、並びにポリゴナルフェライトにおける硬度を、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの基本成分との関係で表すと、概ね、下記の関係式が得られる。
【００２６】
焼戻マルテンサイト及び焼戻ベイナイトの硬度（Ｈｖ）≧500[C]+30[Si]+3[Mn]+50
ポリゴナルフェライの硬度（Ｈｖ）≒200[C]+30[Si]+3[Mn]+50
式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２７】
ちなみに、上記関係式により得られる硬度（計算値）は、実測値をほぼ反映したものとなっていることを確認している。
また、上記関係式により得られる硬度は、Ｃ量が０．１〜０．３％の場合のみならず、０．３〜０．６％の場合、更には０．０６〜０．１％の場合においても同様に実測値を反映したものであることを確認している。
尚、焼戻マルテンサイト硬度の上限は、成分組成等によっても変化し得るが、概ね、500[C]+30[Si]+3[Mn]+200、好ましくは500[C]+30[Si]+3[Mn]+150とすることが推奨される。
【００２８】
この様な特徴を有する焼戻マルテンサイトは、後記する通り、Ａ3点以上（γ域）より焼入れされたマルテンサイトを、Ａ1点以上（約７００℃以上）、Ａ3点以下の温度で焼鈍する等して得られるものである。
【００２９】
そして、本発明では、上記焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織が、伸びフランジ性及び全伸びの向上に極めて有効であることを見出したところに最大の特徴があり、後記するγRと相俟って、従来の残留オーステナイト鋼板における優れた強度・延性バランスを確保しつつ、伸びフランジ性も著しく改善し得るというメリットを奏するものである。特にＣ量を０．２５〜０．６％に調整すると、伸び特性が更に向上することも分かった。
【００３０】
この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で焼戻マルテンサイトを１５％以上有することが必要である。尚、焼戻マルテンサイトの量は、後記するフェライト及びγRとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨されるが、伸びフランジ性の向上という観点からすれば、焼戻マルテンサイトを４０％以上、より好ましくは５０％以上、更により好ましくは６０％以上に制御することが推奨される。
【００３１】
フェライト
本発明における「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度の少ないフェライトを意味する。このフェライトについては、ポリゴナルフェライトを母相とするＴＲＩＰ型複合組織鋼板（ＰＦ鋼）が知られており、伸び特性に優れる等のメリットはあるが、伸びフランジ性に劣るという欠点がある。これに対し、上記フェライトと焼戻マルテンサイトの混合組織を有する本発明鋼板は、優れた伸び特性を維持しつつ、しかも伸びフランジ性も改善されている点で、従来の上記ＴＲＩＰ鋼板とは、構成組織も特性も異なるものである。
【００３２】
本発明による作用を有効に発揮させる為には、フェライトは５％以上存在することが推奨される。好ましくは１０％以上である。特に伸び特性の向上という観点からすれば、フェライトは多いことが好ましく、３０％以上、より好ましくは４０％以上、更により好ましくは５０％以上とすることが推奨される。但し、６０％を超えると、必要な強度を確保するのが困難となる他、従来の複合組織やＴＲＩＰ鋼と同様、フェライトと第２相の界面より多くのボイドが発生し、伸びフランジ性が劣化するため、その上限を６０％とすることが推奨される。尚、上限を３０％未満に制御すると、フェライトと、焼戻マルテンサイトや第２相（γR、マルテンサイト／ベイナイト）との界面が減少し、ボイドの発生源が抑えられるため、伸びフランジ性が向上するので、非常に好ましい。
【００３３】
残留オーステナイト（γ R ）：５〜３０％
γRは全伸びの向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で５％以上（好ましくは７％以上）存在することが必要である。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限を３０％に定めた。より好ましくは２５％である。
【００３４】
ここで、従来のＴＲＩＰ型鋼板におけるγRは、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγRが存在しているのに対し、本発明におけるγRは、同一パケット内のブロック境界などに沿って同一方位を有するγRが存在し易いという特徴がある。図３に、本発明におけるγRの特徴を模式化して表す。図３中、１は旧オーステナイト粒界、２はパケット粒界、３はブロック境界、４はマルテンサイトラスを夫々、示す。
【００３５】
このことを一層明らかにする目的で、図４及び図５に、本発明鋼板（後記する表２のＮｏ．３）及び従来のγR鋼板（後記する表３のＮｏ．２）における、板厚方向断面のＥＢＳＰ写真（カラーマップ：倍率１０００倍）の結果を、夫々示す。ここで、ＥＢＳＰとは、Electron Back Scatter Diffraction Patternのことであり、ＥＢＳＰ解析装置としてはTexSEM Laboratories社製の装置を使用した。
【００３６】
この写真によれば、結晶方位差の異なる板厚方向のγRを色調差によって識別することができる。即ち、通常の組織観察とは異なるＥＢＳＰによる結晶方位観察手法でγRを調べると、見掛け上はほぼ同一の組織を有しているにもかかわらず、従来鋼板（図５）では、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγRが多数存在するのに対し、本発明鋼板（図４）では、或る一定の領域内に、同一方位を有するγRが多数存在していることが確認できる。本発明鋼板のγRは、ブロック境界等に沿って、同一方位を有するγRが生成するものと思われ、この点で、従来鋼板のγRとは、異なる形態を有している。
【００３７】
また、本発明におけるγRの形態は、ラス状であることが好ましい。ここで、「形態がラス状である」とは、平均軸比（長軸／短軸）が２以上（好ましくは４以上、より好ましくは６以上である）のものを意味する。この様なラス状のγRは、従来のγRと同様のＴＲＩＰ効果を奏するのみならず、更に顕著な伸びフランジ性向上効果を奏する点で極めて有用である。尚、上記平均軸比の上限は特に規定されないが、ＴＲＩＰの効果を有効に発揮させる為には、γRの厚さが或る程度必要であること等を考慮すると、好ましい上限は３０、より好ましくは２０である。
【００３８】
また、上記ラス状γRによる効果を有効に発揮させる為には、γR中に占めるラス状γRの占積率は多ければ多い程良い。具体的には、上述した焼戻マルテンサイトやフェライトとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨されるが、伸びフランジ性の向上という観点からすれば、ラス状γRの占積率を５０％以上、より好ましくは６０％以上、更により好ましくは７０％以上、更に一層好ましくは８０％以上、更により一層好ましくは８５％以上とすることが推奨される。尚、γRのすべてがラス状γRで構成されていても良いが、加熱設備や冷却設備の制約等を考慮すると、実用レベルで、その上限を９５％程度とすることが推奨される。
【００３９】
更に上記γR中のＣ濃度（ＣγR）は０．８％以上であることが推奨される。このＣγRは、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）の特性に大きく影響し、０．８％以上に制御すると、特に、伸び等の向上に有効である。好ましくは１％以上、より好ましくは１．２％以上である。尚、上記ＣγRの含有量は多い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は、概ね１．６％と考えられる。
【００４０】
その他：ベイナイト及び／又はマルテンサイト（０％を含む）
本発明の鋼板は、上記組織のみ（即ち、焼戻マルテンサイトと、フェライトと、γRの混合組織）からなっていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイト及び／又はマルテンサイトを有していても良い。これらの組織は本発明の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程、好ましい。
【００４１】
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００４２】
Ｃ：０．０６〜０．６％
Ｃは、高強度を確保し、且つ、γRを確保するために必須の元素である。詳細には、γ相中に充分なＣ量を含み、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素であり、強度−伸びフランジ性のバランスを高めるのに有用である。特にＣ量を０．２５％以上添加すると、γR量が増加し、更にγRへのＣ濃縮が高くなるので、極めて高い強度−伸びバランスを得ることができる。
【００４３】
但し、０．６％を超えて添加すると、その効果が飽和するのみならず、鋳造中への中心偏析などによる欠陥などが見られる。また、０．２５％以上添加すると溶接性が劣化する。
【００４４】
従って、溶接性を主に考慮すれば、Ｃ：０．０６〜０．２５％（より好ましくは０．２％以下、更により好ましくは０．１５％以下）に制御することが好ましく、一方、点溶接を必要とせず高い伸び等が要求される場合には、Ｃ：０．２５〜０．６％（より好ましくは０．３％以上）に制御することが推奨される。
【００４５】
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％
Ｓｉ及びＡｌは、γRが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、上記元素を合計で、３％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄である他、多量に添加すると、熱間脆性を起こす為、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
【００４６】
Ｍｎ：０．５〜３％
Ｍｎは、γを安定化し、所望のγRを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、３％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
【００４７】
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、所望のγRを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）添加することが推奨される。但し、０．１％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは０．１％以下である。
【００４８】
Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）
ＳはＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素である。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。尚、Ｓの低減化による加工性劣化の抑制作用は、Ｓを０．００３％以下まで低減すると飽和してしまい、逆にＳを低減する為のコストが高くつくことを考慮すると、下限は０．００３％超、より好ましくは０．００５％以上にすることが推奨される。
【００４９】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部：実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００５０】
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、γRの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｕ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｒ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、Ｍｏ及びＣｒは１％、Ｎｉ及びＣｕは０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＭｏ：０．８％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．８％以下である。
【００５１】
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
【００５２】
Ｃａ：３０ｐｐｍ以下、及び／又はＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下
（０ｐｐｍを含まない）
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させる為には、夫々、３ｐｐｍ以上（より好ましくは５ｐｐｍ以上）添加することが推奨される。但し、３０ｐｐｍを超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは２５ｐｐｍ以下である。
【００５３】
次に、本発明鋼板を製造する方法について説明する。
【００５４】
本発明の製造方法は、代表的に下記二つの方法を包含するものである。
【００５５】
（１）［熱延工程］→［連続焼鈍工程またはめっき工程］
この方法は、▲１▼熱延工程、及び▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程を経由して所望の鋼板を製造する方法である。このうち▲１▼熱延工程の説明図を図６に、▲２▼連続焼鈍またはめっき工程の説明図を図７に、夫々示す。
【００５６】
▲１▼熱延工程
上記熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却して巻取る工程を包含するものである。この熱延条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイトとフェライトの混合組織）を得る為に設定されたものである。
【００５７】
まず、熱延仕上温度（ＦＤＴ）は（Ａr3−５０）℃以上、好ましくはＡr3点以上の温度とすることが推奨される。これは、引続き実施される「Ｍｓ点以下の冷却」と共に、所望の母相組織を得る為である。
【００５８】
尚、第２相組織であるγRの形態をラス状にする為には、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を高めに制御することが推奨される。特に、γR中に占めるγRの占積率を本発明の好ましい範囲に制御するには、熱延工程における加熱温度（ＳＲＴ）を１１５０℃以上（より好ましくは１２００℃以上、更により好ましくは１２５０℃以上）とすることが有効である。ラス状γRは、熱延時に形成される焼入母相組織のラス間隔が細かく、且つ、該母相組織のラス界面の歪エネルギーが大きい程、生成され易いことから、上記の如く熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を高温に設定すれば所望の形態に制御し易くなる。上記ＳＲＴの制御に加え、熱延後の平均冷却速度を速くする（焼入性を高める）ことも有効な形態制御方法である（後記する）。これにより、熱延中または熱延仕上後のオーステナイト粒径が大きくなり、焼入性が高まる結果、その後の焼戻焼鈍工程及びオーステンパ処理によって生成するγRの形態がラス状となる比率が一層高まるからである。更に、熱延仕上温度（ＦＤＴ）をＡr3点以上の温度に制御すれば、熱延全般にわたって高温となり、焼入性が一層高められる為、ラス状γRの生成が一層促進される。
【００５９】
尚、上記加熱温度の上限は特に限定されないが、設備上の制約等を考慮すると、１３５０℃以下（より好ましくは１３００℃以下）に制御することが推奨される。
【００６０】
上記熱延仕上げの後、冷却する。本発明では、冷却速度（ＣＲ）を制御することにより、冷却中にフェライトを一部生成させて（α＋γ）の２相域とし、更にＭｓ点以下の温度まで冷却することにより、所望の混合組織を得ることができる。
【００６１】
ここで、上記冷却条件としては、下記（ａ）、好ましくは（ｂ）の方法が挙げられる。
【００６２】
（ａ）一段冷却：即ち、１０℃／ｓ以上（好ましくは２０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、パーライト変態を避けてＭｓ点以下の温度まで冷却する。このとき、平均冷却速度を適切に制御することにより、所望の混合組織（焼入マルテンサイト＋フェライト）を得ることができる。尚、本発明では、フェライトを５％以上３０％未満に制御することが推奨されるが、この場合には、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上に制御することが好ましい。
【００６３】
また、上述した通り、熱延後の平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、最後のγRの形態にも影響を与え、平均冷却速度が速ければ（好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上）、ラス状を呈することになる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００６４】
更に、冷却中に所望の混合組織を一層効率よく生成させる為には、（ｂ）二段冷却：即ち、▲１▼７００±１００℃の範囲の温度域（好ましくは７００±５０℃）まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ１）で冷却する工程；▲２▼該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工程；▲３▼空冷後、Ｍｓ点以下の温度まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ２）で冷却して巻取る工程を包含することが推奨される。この様に段階的に冷却することにより、転位密度の低いポリゴナル・フェライトを一層確実に生成させることができる。
【００６５】
ここで、▲１▼の温度域及び▲３▼の温度域では、共に、３０℃／ｓ以上、好ましくは４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが推奨される。これにより、ラス状γRの生成も促進されるからである。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００６６】
また、▲２▼の温度域では、空冷を１秒以上、好ましくは３秒以上行うことが好ましく、これにより所定のフェライト量が効率よく得られる。但し、空冷時間が３０秒を超えると、フェライト量が好ましい範囲を超えて生成され、所望の強度が得られない他、伸びフランジ性も劣化する。好ましくは２０秒以下である。
【００６７】
また、巻取温度（ＣＴ）は、Ｍｓ点以下［計算式：Ｍｓ＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である］にすることが必要である。Ｍｓ点を超えると、所望の焼入マルテンサイトが得られず、ベイナイト等が生成するからである。
【００６８】
尚、熱延工程では、所望の母相組織を得る為に、上記の各工程を適切に制御することが推奨されるが、その他の工程、例えば加熱温度等は、通常実施される条件（例えば約１０００〜１３００℃）を適宜選択すれば良い。
【００６９】
▲２▼続焼鈍工程またはめっき工程
上記▲１▼の熱延に引続き、連続焼鈍またはめっきを行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記▲１▼の熱延を行った後、当該▲２▼の連続焼鈍またはめっきを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜３０％とすることが推奨される。３０％を超えて冷間圧延すると、圧延荷重が増大し、冷間圧延が困難となるからである。
【００７０】
上記連続焼鈍またはめっきは、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する。これらの条件は、熱延工程で生成した母相組織を焼戻して所望の混合組織（焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織）を得ると共に、第２相（γR）を得る為に設定されたものである。
【００７１】
まず、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（図７中、Ｔ３）で１０〜６００秒（図７中、ｔ３）均熱することにより、所望の混合組織及びγRを生成させる（２相域焼鈍）。上記温度を超えると、すべてγとなってしまい、一方、上記温度を下回ると、所望のγ量が得られないからである。更に、上記加熱保持時間（ｔ３）の制御は、所望の組織を得る為に、特に重要である。１０秒未満では、焼戻が不足し、所望の母相組織及びγ量が得られないからである。好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上である。尚、６００秒を超えると、焼戻マルテンサイトの特徴であるラス状組織が維持できなくなり、機械的特性が劣化する。好ましくは５００秒以下、より好ましくは４００秒以下である。
【００７２】
次いで、平均冷却速度（ＣＲ）を、３℃／ｓ以上（好ましくは５℃／ｓ以上）に制御し、パーライト変態を避けながら、３００℃以上（好ましくは３５０℃以上）４８０℃以下（好ましくは４５０℃以下）の温度（ベイナイト変態：図７中、Ｔ４）まで冷却し、更に、この温度域で１秒以上（好ましくは５秒以上：図７中、ｔ４）保持する（オーステンパ処理）。これにより、γRへのＣ濃縮を、多量に且つ極めて短時間に得ることができる。
【００７３】
ここで、平均冷却速度が上記範囲を下回ると、所望の組織が得られず、パーライト等が生成する。尚、その上限は特に規定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００７４】
尚、冷却中に所望のＣγR量を一層効率よく生成させる為には、上記冷却工程を、▲１▼（Ａ1点〜６００℃）の温度（Ｔｑ）まで、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する工程；及び▲２▼３００℃以上４８０℃以下の温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程を包含する二段冷却法を採用することが推奨される。
【００７５】
このうち、上記▲１▼の温度域まで、１５℃／ｓ以下（好ましくは１０℃／ｓ以下）の平均冷却速度で冷却すると、まず、フェライトが生成し、フェライト中のＣがγに濃縮される。次に、上記▲２▼の温度域まで、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは４０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で冷却すると、γがパーライトに変態することが抑制され、γが低温でも残留する結果、所望のγR組織が得られる。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程好ましいが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００７６】
上記の如く冷却し、オーステンパ処理するが、特にオーステンパ処理温度（Ｔ４）は、所望の組織を確保して本発明の作用を発揮させるのに重要である。上記温度範囲に制御すれば、安定且つ多量のγRが得られ、これにより、γRによるＴＲＩＰ効果が発揮される。これに対し、３００℃未満では、マルテンサイト相が存在し、一方、４８０℃を超えるとベイナイト相が多量に増加する。
【００７７】
尚、上記保持時間（ｔ４）の上限は特に限定されないが、オーステナイトがベイナイトに変態する時間を考慮すると、３０００秒以下、好ましくは２０００秒以下に制御することが推奨される。
【００７８】
また、上記工程では、所望の混合組織及びγRの他、本発明の作用を損なわない範囲で、更にベイナイト及び／又はマルテンサイト組織が生成していても構わない。また、所望の組織を著しく分解させることなく、本発明の作用を損なわない範囲で、めっき、更には合金化処理しても良い。
【００７９】
尚、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合には、前記▲２▼のめっきを行う前に、所定のＦｅ系プレめっきを行うことが推奨される。これにより、鋼板表面に、Ｓｉの表面濃化による悪影響を受けないＦｅ系めっき層が形成され、合金化溶融Ｚｎめっき層表面に存在する粗大なＺｎ−Ｆｅ合金結晶粒の数が著しく低減する結果、低温でも鋼板とＺｎめっき層との拡散による合金化処理が迅速に行われ、安定して高い伸び特性を得るのに有効なγRが効率よく得られるのみならず、Ｓｉの多量添加による弊害［Ｓｉ系酸化物による耐パウダリング性劣化、不めっき、めっき表面の摺動性（滑り特性）低下等］等も防止できるからである。
【００８０】
ここで、合金化溶融Ｚｎめっき層表面に存在する粗大なＺｎ−Ｆｅ合金結晶粒とは、具体的には、Ｚｎ−Ｆｅ合金結晶粒の長片の長さが短片の長さの２倍以下であり、且つ、平均粒径４μｍ以上の結晶粒を意味する。Ｆｅ系プレめっきにより、この様な粗大な結晶粒の個数を５個以下（好ましくは３個以下）／７０μｍ×５０μｍに抑制することができる。尚、上記Ｚｎ−Ｆｅ合金結晶粒の平均粒径は、合金めっき層表面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察（１５００倍）し、７０μｍ×５０μｍの視野中に存在する該結晶粒の最大長さ方向に測定される長さと、該長さ方向と直交する方向の長さとの平均長さを算出して定められるものである。
【００８１】
具体的には、上記（イ）Ｆｅ系プレめっきは、連続めっきライン［ＣＧＬ：焼鈍→（ロ）溶融Ｚｎめっき（前記▲２▼と同じ）→（ハ）合金化という一連のライン］通板の前に行われる。
【００８２】
以下、上記（イ）〜（ハ）の各工程について説明する。
【００８３】
（イ）Ｆｅ系プレめっき工程
上記（イ）のＦｅ系プレめっきは、下記関係式（１）を満足する条件で処理するものである。
【００８４】
０．０６Ｗ≦Ｘ … （１）
［式中、Ｗは溶融Ｚｎめっきの付着量 （ｇ／ｍ2）、ＸはＦｅ系プレめっきの付着量（ｇ／ｍ2）を夫々意味する］
まず、Ｆｅ系プレめっきの付着量（Ｘ）は、溶融Ｚｎめっきの付着量（Ｗ）との関係で、Ｘを０．０６Ｗ以上に制御する。これは、Ｘが０．０６Ｗ未満になると、合金化の進行に伴い、Ｓｉが鋼板表面に濃化する為、めっき表面の摺動性に悪影響を及ぼす粗大なＺｎ−Ｆｅ合金結晶粒の生成を招くからである。好ましくは０．０８Ｗ以上、より好ましくは０．１０Ｗ以上である。その上限は、めっき表面の摺動性向上という観点からすれば特に限定されないが、Ｘが多過ぎるとコストが上昇し、生産性も低下することから、上限を０．３０Ｗ、好ましくは０．２８Ｗ以下、より好ましくは０．２５Ｗ以下に制御することが推奨される。
【００８５】
上記関係式（１）を満足する条件でＦｅ系プレめっきする為には、特に電解時間に留意しながら、通常のめっき処理を行うことが推奨される。具体的には、めっき浴の組成（ＦｅＳＯ4・７Ｈ2Ｏ：３００〜４５０ｇ／Ｌ）、めっき浴ｐＨ（１．７〜２．６）、めっき液温：４０〜７０℃、電流密度：１０〜２５０Ａ／ｄｍ2とし、所望のめっき付着量に応じて、電解時間を適切に制御することが推奨される。
【００８６】
上記のＦｅ系プレめっきを行った後、溶融Ｚｎめっきをし、更に合金化処理しているので、めっき表層部分には、該Ｆｅ系プレめっきは消失するが、鋼板と合金化溶融Ｚｎめっき層の界面には、本発明の作用を損なわない範囲で該Ｆｅ系プレめっき層が残存していても良い。
【００８７】
（ロ）溶融Ｚｎめっき工程
上記Ｆｅ系めっきを行った後、焼鈍してから、上記▲２▼の溶融Ｚｎめっきを行うが、その詳細は、前述の▲２▼に記載した通りである。
【００８８】
尚、上記溶融Ｚｎめっき工程では、めっき浴中有効Ａｌ濃度を０．０８〜０．１２質量％に、めっき浴温度を４４５〜５００℃の範囲に夫々、制御することが推奨される。これにより、合金化が促進され、耐パウダリング性も著しく向上するからである。
【００８９】
まず、めっき浴中有効Ａｌ濃度は０．０８〜０．１２％とすることが好ましい。ここで、「めっき浴中有効Ａｌ濃度」とは、めっき浴中に含まれるフリーのＡｌを意味し、詳細には下記式で表されるものである。
【００９０】
［有効Ａｌ濃度］＝［Total Al濃度］−［めっき浴中Ｆｅ濃度（％）］
一般に溶融Ｚｎめっき工程では、めっき浴有効Ａｌ濃度を約０．０８〜０．１４％の範囲に制御している。しかしながら、上記（イ）〜（ハ）の一連の方法では、所望のγRを得る目的で合金化温度を低く設定している（後記する）為、Ａｌ濃度が高くなると合金化しなくなる。従って、本発明ではＡｌ濃度の上限を、好ましくは０．１２％（より好ましくは０．１１％）に制御する。但し、Ａｌ濃度が０．０８％未満になると耐パウダリング性が低下する。より好ましくは０．０９％以上である。
【００９１】
更に、めっき浴温度は４４５〜５００℃の範囲に制御することが好ましい。一般的なめっき浴温度は４３０〜５００℃であるが、本発明では、合金化を抑制するＳｉを多量に添加している為、合金化を促進し、且つ、耐パウダリング性を高める目的で、上記範囲に設定した次第である。４４５℃未満では表面にη層（純亜鉛）が残存してしまう。より好ましくは４５０℃以上である。一方、５００℃を超えると耐パウダリング性が低下する。より好ましくは４９０℃以下である。
【００９２】
（ハ）合金化処理工程
合金化処理は、４００〜４７０℃で５〜１００秒間行うことが推奨される。合金化温度が低くなると合金化速度が遅く、生産性が低下する。一方、合金化温度が高くなると、生成したγRが消失してしまう。また、合金化処理時間が短いと合金化せず、表面にη層（純亜鉛）が残存してしまう。逆に合金化時間が長くなると生産性が低下する。
【００９３】
以上、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造に当たり、Ｆｅ系プレめっきを経由する好ましい態様について説明したが、このＦｅ系プレめっきは、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合のみならず、溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合においても適用することができる。即ち、溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合において、前述した（イ）Ｆｅ系プレめっき、及び（ロ）溶融Ｚｎめっきを行えば、鋼板表面に、Ｓｉの表面濃化による悪影響を受けないＦｅ系めっき層が形成される結果、安定して高い伸び特性を得るのに有効なγRが効率よく得られるのみならず、Ｓｉの多量添加による弊害等を防止できる点で、極めて有用である。
【００９４】
（２）［熱延工程］→［冷延工程］→［第一の連続焼鈍工程］→［第二の連続焼鈍工程またはめっき工程］
上記（２）の方法は、熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て、所望の鋼板を製造する方法である。このうち上記方法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を図８に示す。
【００９５】
まず、熱延工程、および冷延工程を実施するが、これらの工程は特に限定されず、通常、実施される条件を適宜選択して採用することができる。上記（２）の方法では、これら熱延工程や冷延工程により、所望の組織を確保するものではなく、その後に実施する第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を制御して所望の組織を得るところに特徴があるからである。
【００９６】
具体的には、上記熱延工程としては、Ａr3点以上で熱延終了後、平均冷却速度約３０℃／ｓで冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻取る等の条件を採用することができる。また、冷延工程では、約３０〜７０％の冷延率の冷間圧延を施すことが推奨される。勿論、これに限定する趣旨では決してない。
【００９７】
次に、上記（２）の方法を特徴付ける▲３▼第一の連続焼鈍工程、および▲４▼第二の連続焼鈍工程またはめっき工程について説明する。
【００９８】
▲３▼第一の連続焼鈍工程（最初の連続焼鈍工程）
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含する。これらの条件は、所望の母相組織を得る為に設定されたものである。
【００９９】
まず、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（図８中、Ｔ１）に均熱した後、平均冷却速度（ＣＲ）を１０℃／ｓ以上（好ましくは２０℃／ｓ以上）に制御し、Ｍｓ点以下の温度（図８中、Ｔ２）まで冷却することにより、パーライト変態を避けながら、所望の混合組織（焼入マルテンサイト＋フェライト）を得る。尚、本発明では、フェライトを５％以上３０％未満に制御することが推奨されるが、この場合には、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上に制御することが好ましい。
【０１００】
また、上記平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、最後のγRの形態にも影響を与え、平均冷却速度が速ければ（好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上）、ラス状を呈することになる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【０１０１】
▲４▼第二の連続焼鈍工程（後の連続焼鈍工程）またはめっき工程
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する。
【０１０２】
上記工程は、前述した（１）の方法における▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程と同じであり、前記▲３▼第一の連続焼鈍工程で生成した混合母相組織を焼戻して所望の（焼戻マルテンサイト＋フェライト）組織を得ると共に、第２相（γR）を生成させる為に設定されたものである。
【０１０３】
尚、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合には、前述した（イ）〜（ハ）の一連の方法を採用することが推奨される。これにより、合金化溶融Ｚｎめっき層の表面に存在する「粗大な結晶粒」の個数が抑制される結果、γRによる延性向上作用を維持しつつ、めっき表面の摺動性にも優れた鋼板が得られるからである。その詳細は前述した方法を参照すれば良い。
【０１０４】
以下、実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【０１０５】
【実施例】
実施例１：成分組成の検討（その１）
本実施例では、Ｃ量が０．２５％以下の低Ｃ成分系鋼種［強度（ＴＳ）×伸びフランジ性（λ）が高く、且つ、溶接性も考慮した系］を中心に、成分組成を変化させた場合における機械的特性の影響について調べた。具体的には、表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表中の単位は質量％）を真空溶製し、実験用スラブとした後に、前述した（１）の方法（熱延→連続焼鈍）に従って、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。
【０１０６】
具体的には、各スラブを１１５０℃で３０分間加熱した後、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を１１５０℃、熱延時の仕上温度（ＦＤＴ）を８５０℃とし、５０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した（熱延工程）後、２相域にて１２０秒焼鈍し、次いで、平均冷却速度３０℃／ｓで、４００℃まで冷却して３０秒保持（オーステンパ処理）する条件を基本条件として実施した。
【０１０７】
この様にして得られた鋼板について、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］、降伏強度（ＹＰ）、及び伸びフランジ性（穴広げ性：λ）を、下記要領で夫々測定した。
【０１０８】
まず、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用い、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＩ）、及び降伏強度（ＹＰ）を測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／ｓｅｃとした。
【０１０９】
また、伸びフランジ性試験は、直径１００ｍｍ、板厚２．０ｍｍの円盤状試験片を用いた。具体的には、φ１０ｍｍの穴をパンチ打抜き後、６０°円錐パンチでばり上にて穴広げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴広げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１）。
【０１１０】
更に、上記鋼板中組織の面積率は、鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ；倍率１５０００倍）観察により組織を同定した後、光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）により組織の占積率を測定した。尚、γRの占積率及びγR中のＣ濃度は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定した（ISIJ Int.Vol.33.(1933),No.7,P.776）。
【０１１１】
これらの結果を表２に示す。
【０１１２】
【表１】
【０１１３】
【表２】
【０１１４】
これらの結果より、以下の様に考察することができる（以下のＮｏ．はすべて、表２中の実験Ｎｏ．を意味する）。
【０１１５】
まず、Ｎｏ．３〜６、８〜１８、及び２０〜２６はいずれも、本発明で特定する要件を満足しているので、良好な特性の鋼板が得られた。
【０１１６】
尚、本実施例は主に、成分組成と機械的特性との関係を明らかにすべく実験を行ったものであるが、特に第２相組織であるγRの形態等が機械的特性にどの様な影響を及ぼすか調べる目的で、同一鋼種を用い、製造条件を変化させた実験も行い、これらの結果も表２に併記している。
【０１１７】
例えば表２のＮｏ．２、３及び１６はいずれも同一鋼種（表１のＮｏ．２）を使用し、製造条件を変えた例［Ｎｏ．２はオーステンパ温度が低い為、γR中のＣ濃縮が充分行われなかった例；Ｎｏ．３は、熱延で仕上圧延後、７００℃において空冷を１０秒間行った為、最終組織のフェライト（Ｆ）分量が５０％超と高くなった例；Ｎｏ．１６は熱延で仕上圧延後、巻取まで急冷（平均冷却速度４０℃／ｓ）した為、Ｎｏ．３に比べ、最終組織のフェライト（Ｆ）量が少ない例］であるが、Ｎｏ．３及び１６の如く、γR中のＣγRが本発明の好ましい範囲（０．８％以上）に制御されたものは、好ましい範囲を外れるＮｏ．２に比べ、伸びが向上している。
【０１１８】
また、表２のＮｏ．５、１８及び２０はいずれも同一鋼種（表１のＮｏ．４）を使用し、製造条件を変えた例（Ｎｏ．５は、前記Ｎｏ．３と同じ条件で製造した例；Ｎｏ．１８は、前記Ｎｏ．１６と同じ条件で製造した例；Ｎｏ．２０は、前記Ｎｏ．５と同様の熱延を行った後、焼鈍する際、オーステンパ処理温度（Ｔ４）に保持した後、３０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した例）であるが、Ｎｏ．５及び２０に比べて焼戻マルテンサイトの占積率が多いＮｏ．１８は、伸びフランジ性に優れている。
【０１１９】
更にＮｏ．２１〜２３は、いずれも同一鋼種（表１のＮｏ．３）を用い、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を低くした例（Ｎｏ．２１は１１００℃、Ｎｏ．２２は１０５０℃、Ｎｏ．２３は１０００℃）であり、熱延時の加熱温度を高温に制御したＮｏ．１７に比べ、γR中に占めるラス状γRの面積率は減少し、伸びフランジ性が低下した。
【０１２０】
またＮｏ．２４〜２６は、いずれも同一鋼種（表１のＮｏ．３）を用い、ＳＲＴ及び熱延時の平均冷却速度を変えた例（Ｎｏ．２４はＳＲＴ：１２００℃、平均冷却速度：６０℃／ｓ、Ｎｏ．２５はＳＲＴ：１２００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ、Ｎｏ．２６はＳＲＴ：１０００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ）である。このうちＮｏ．２５はＳＲＴを高めに設定しているので、γR中に占めるラス状γRの面積率は７０％以上と、好ましい範囲を満足している。また、Ｎｏ．２４はＳＲＴも高く、冷却速度も著しく速い為、ラス状γRの面積率は９６％にまで上昇し、伸びフランジ性も極めて良好であった。これに対し、Ｎｏ．２６は、ＳＲＴも低く、冷却速度も遅い為、ラス状γRの面積率は３０％と低下した。
【０１２１】
参考までに、図９に、本発明鋼板（Ｎｏ．３）のＴＥＭ写真（倍率：１５０００倍）を示す。この写真より、本発明鋼板は、明確なラス状組織を呈する焼戻マルテンサイトを有していることが分かる。
【０１２２】
これに対し、本発明で特定する要件のいずれかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有している。
【０１２３】
まず、Ｎｏ．１はＣ量が少ない例であり、所定のγR量が得られない為、所望のＥｌを確保することができなかった。
【０１２４】
Ｎｏ．２はＣγR量が０．８％未満の例であり、所望のＥｌを確保することができなかった。
【０１２５】
Ｎｏ．７は、Ｍｎ量、及び（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計量が少ない例であり、所望のγRが得られない為、Ｅｌが低かった。
【０１２６】
また、Ｎｏ．１９は、Ｔ３均熱以降の平均冷却速度を３℃／ｓと遅くして製造した為、パーライト組織が多く、所定の焼戻マルテンサイトが得られなかった例であり、所定の焼戻マルテンサイトが得られたＮｏ．４及び１７［Ｎｏ．４は熱延仕上後、７００℃において空冷を１０秒間行った例；Ｎｏ．１７は熱延仕上後、巻取まで急冷（平均冷却速度４０℃／ｓ）した例］に比べ、Ｅｌ及びλが低下した。
【０１２７】
尚、参考までに、従来のＴＲＩＰ鋼板における各特性評価の結果を表３に示す。このうち．Ｎｏ．１は、表１のＮｏ．２の供試鋼を用いたフェライト・マルテンサイトのＤＰ鋼板；Ｎｏ．２は、表１のＮｏ．３の供試鋼を用いたポリゴナルフェライトを母相とする従来のＴＲＩＰ鋼板；及びＮｏ．３は、表１のＮｏ．２の供試鋼を用いた、従来のフェライト・ベイナイトの２相組織鋼板である。
【０１２８】
【表３】
【０１２９】
表３より、Ｎｏ．１は、伸び、及び伸びフランジ性が劣化し、Ｎｏ．２は伸びフランジ性が劣化し、Ｎｏ．３は伸びが劣化する、といった不具合を夫々有している。
【０１３０】
実施例２：成分組成の検討（その２）
本実施例では、Ｃ量が０．２５〜０．６％以の高Ｃ成分系鋼種［強度（ＴＳ）×伸びフランジ性（λ）が高く、且つ、ＴＳ×伸び（Ｅｌ）も高い系］を中心に、成分組成を変化させた場合における機械的特性の影響について調べた。具体的には、表４に記載の成分組成からなる供試鋼（表中の単位は質量％）を真空溶製し、実施例１と同様にして熱延鋼板を製造し、実施例に記載の方法で、各特性等を評価した。
【０１３１】
これらの結果を表５に示す。
【０１３２】
【表４】
【０１３３】
【表５】
【０１３４】
これらの結果より、以下の様に考察することができる（以下のＮｏ．はすべて、表５中の実験Ｎｏ．を意味する）。
【０１３５】
まず、Ｎｏ．４〜７、９〜１９、及び２１〜３０はいずれも、本発明で特定する要件を満足しているので、良好な特性の鋼板が得られた。
【０１３６】
尚、本実施例は主に、成分組成と機械的特性との関係を明らかにすべく実験を行ったものであるが、特に第２相組織であるγRが機械的特性にどの様な影響を及ぼすか調べる目的で、同一鋼種を用い、製造条件を変化させた実験も行い、これらの結果も表５に併記している。
【０１３７】
例えば表５のＮｏ．３、４及び１７はいずれも同一鋼種（表４のＮｏ．３）を使用し、製造条件を変えた例［Ｎｏ．３はオーステンパ温度が低い為、γR中のＣ濃縮が充分行われなかった例；Ｎｏ．４は、熱延で仕上圧延後、７００℃において空冷を１０秒間行った為、最終組織のフェライト（Ｆ）分量が４５％と高くなった例；Ｎｏ．１７は熱延で仕上圧延後、巻取まで急冷（平均冷却速度４０℃／ｓ）した為、Ｎｏ．４に比べ、最終組織のフェライト（Ｆ）量が少ない例］であるが、Ｎｏ．４及び１７の如く、γR中のＣγRが本発明の好ましい範囲（０．８％以上）に制御されたものは、好ましい範囲を外れるＮｏ．３に比べ、伸びが向上している。
【０１３８】
また、表５のＮｏ．６及び１９はいずれも同一鋼種（表４のＮｏ．５）を使用し、製造条件を変えた例（Ｎｏ．６は、前記Ｎｏ．４と同じ条件で製造した例；Ｎｏ．１９は、前記Ｎｏ．１７と同じ条件で製造した例）であるが、Ｎｏ．６に比べて焼戻マルテンサイトの占積率が多いＮｏ．１９は、伸びフランジ性に優れている。
【０１３９】
更にＮｏ．２２〜２４は、いずれも同一鋼種（表４のＮｏ．４）を用い、熱延時の加熱温度を低くした例（Ｎｏ．２２は１１００℃、Ｎｏ．２３は１０５０℃、Ｎｏ．２４は１０００℃）であり、熱延時の加熱温度を高温に制御したＮｏ．１８に比べ、γR中に占めるラス状γRの面積率は減少し、伸びフランジ性が低下した。
【０１４０】
またＮｏ．２５〜２７は、いずれも同一鋼種（表４のＮｏ．４）を用い、ＳＲＴ及び熱延時の平均冷却速度を変えた例（Ｎｏ．２５はＳＲＴ：１２００℃、平均冷却速度：６０℃／ｓ、Ｎｏ．２６はＳＲＴ：１２００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ、Ｎｏ．２７はＳＲＴ：１０００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ）である。このうちＮｏ．２６はＳＲＴを高めに設定しているので、γR中に占めるラス状γRの面積率は７０％以上と、好ましい範囲を満足している。また、Ｎｏ．２５はＳＲＴも高く、冷却速度も著しく速い為、ラス状γRの面積率は９６％にまで上昇し、伸びフランジ性も極めて良好であった。これに対し、Ｎｏ．２７は、ＳＲＴも低く、冷却速度も遅い為、ラス状γRの面積率は３０％と低下した。
【０１４１】
これに対し、本発明で特定する要件のいずれかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有している。
【０１４２】
まず、Ｎｏ．１はＣ量が０．１５％と、他の例（Ｃ量が０．４％以上）に比べて少なく、Ｅｌが低い。
【０１４３】
Ｎｏ．２もＣ量が０．１５％と少なく、且つ、ＣγR量が０．８％未満の例であり、Ｅｌが低い。
【０１４４】
Ｎｏ．３はＣγR量が０．８％未満の例であり、所望のＥｌを確保することができなかった。
【０１４５】
Ｎｏ．８は、Ｍｎ量、及び（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計量が少ない例であり、所望のγRが得られない為、Ｅｌが低かった。
【０１４６】
また、Ｎｏ．２０は、Ｔ３均熱以降の平均冷却速度を３℃／ｓと遅くして製造した為、パーライト組織が多く、所定の焼戻マルテンサイトが得られなかった例であり、所定の焼戻マルテンサイトが得られたＮｏ．５、１８及び２１［Ｎｏ．５は熱延仕上後、７００℃において空冷を１０秒間行った例；Ｎｏ．１８は熱延仕上後、巻取まで急冷（平均冷却速度４０℃／ｓ）した例；Ｎｏ．２１は前記Ｎｏ．５と同様の熱延を行った後、焼鈍する際、Ｔ４保持後、３０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した例］に比べ、Ｅｌ及びλが低下した。
【０１４７】
実施例３：製造条件の検討
本実施例では、表１のＮｏ．４、及び表４のＮｏ．４の実験用スラブを用い、表６及び表７に示す種々の製造条件を行った。熱延板の板厚は２．０ｍｍとし、これをベースとして実施例を行った。
【０１４８】
次に、実施例１と同様の方法で、該鋼板の組織を調べた。これらの結果を表６及び７に併記する。尚、本実施例に用いた上記鋼種は、Ｃ量が相違するのみ（表１のＮｏ．４はＣ：０．２０％；及び表４のＮｏ．４はＣ：０．４８％）で他の成分含有量は概ね同じである為、得られた組織構成（第２相の種類）はすべて同じであった。
【０１４９】
【表６】
【０１５０】
【表７】
【０１５１】
まず、表６のＮｏ．１〜２５は、前述した（１）の方法に従って製造したものである。詳細には、Ｎｏ．１〜２３は熱延→連続焼鈍を施した例であり、このうちＮｏ．５〜７及びＮｏ．２５は熱延工程で一段冷却を行った例、その他は二段冷却を行った例である。また、Ｎｏ．２４〜２５は熱延→めっき（更に合金化処理）を施した例であり、このうちＮｏ．２４は熱延工程で二段冷却を行った例であり、Ｎｏ．２５は一段冷却を行った例である。
【０１５２】
これらのうちＮｏ．１、３〜４、７、９〜１１、１３〜１４、１６、１８〜１９、及び２２〜２５は、本発明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られた。
【０１５３】
尚、Ｆｅ系プレめっき処理によるめっき特性の改善効果を確認すべく、表６のＮｏ．２４を用い、プレめっき処理を施したこと以外は表６に示す条件で熱処理し、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を得た。詳細には、表６に示す条件で熱延した後、以下の条件でＦｅ系プレめっきを行い（Ｆｅ系プレめっき付着量４．０ｇ／ｍ2，溶融Ｚｎめっき付着量５２ｇ／ｍ2）、次いでめっきし［めっき浴：Ｚｎ−０．１０％Ａｌ（有効Ａｌ濃度），浴温：４６０℃］、引続き、合金化処理した（合金化温度４５０℃、合金化時間４５秒）。
【０１５４】
［Ｆｅ系プレめっきの条件］
めっき浴：ＦｅＳｏ4・７Ｈ2Ｏ（４００ｇ／Ｌ）
液ｐＨ ：２．０
液温 ：６０℃
電流密度：５０Ａ／ｄｍ2
この様にＦｅ系プレめっき処理した合金化溶融Ｚｎめっき鋼板は、プレめっき処理をしない場合と同じ、良好な組織が得られると共に、不めっきも見られず、めっき表面の摺動性及び耐パウダリング性にも優れる等、めっき特性も極めて良好であった（表には示さず）。
【０１５５】
これに対し、本発明で特定するいずれかの条件を満足せずに製造した下記例は、夫々、以下の不具合を有している。
【０１５６】
Ｎｏ．２は、熱延時の巻取温度（ＣＴ）が高い例であり、フェライト及び焼戻ベイナイトが生成した。
【０１５７】
Ｎｏ．５は、上記ＣＴが高い例であり、従来のＴＲＩＰ鋼（ポリゴナルフェライトを母相とするＴＲＩＰ鋼）と同じ組織となり、所望の組織が得られなかった。
【０１５８】
Ｎｏ．６は、熱延時の平均冷却速度（ＣＲ１）が低い例であり、熱延まま組織中に焼入マルテンサイトがないため、所望の組織が得られず、従来のＴＲＩＰ鋼組織が生成した。
【０１５９】
Ｎｏ．８は、連続焼鈍時の２相域温度（Ｔ３）が高い例であり、所望の組織が得られず、従来のＴＲＩＰ鋼組織が生成した。
【０１６０】
Ｎｏ．１２は、上記Ｔ３が低い例であり、γR組織が得られなかった。
【０１６１】
Ｎｏ．１５は、連続焼鈍時の２相域温度での保持時間（ｔ３）が短い例であり、焼戻不足となって所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。
【０１６２】
Ｎｏ．１７は、連続焼鈍時における平均冷却速度（ＣＲ）が小さい例であり、パーライトが生成した。
【０１６３】
Ｎｏ．２０及び２１は、オーステンパ処理温度（Ｔ４）が低い（即ち、オーステンパ処理を施さない）例であり、所望の組織が得られず、マルテンサイトが生成した。
【０１６４】
次に、表６のＮｏ．２６〜３０は、前述した（１）の方法において、冷延処理を施した例である。詳細には、Ｎｏ．２６〜２８は熱延→冷延→連続焼鈍を、Ｎｏ．２９〜３０は熱延→冷延→めっき（更に合金化処理）を施した例であり、このうちＮｏ．２８及び３０は、熱延工程で一段冷却を行った例、その他は二段冷却を行った例である。
【０１６５】
これらのうちＮｏ．２６、２８〜３０は、本発明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られた。
【０１６６】
これに対し、Ｎｏ．２７は冷延率が高い例であり、冷延により前組織が破壊され、所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。
【０１６７】
最後に、表７のＮｏ．３１〜５７は、前述した（２）の方法に従って製造したものである。詳細には、Ｎｏ．３１〜５６は熱延→冷延→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍を、Ｎｏ．５７は熱延→冷延→第一の連続焼鈍→めっき（更に合金化処理）を施した例である。
【０１６８】
このうちＮｏ．３１〜３４、３６、３７、３９、４１〜４３、４６〜４７、４９、５１〜５２、及び５５〜５７は、本発明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られた。
【０１６９】
尚、Ｆｅ系プレめっき処理によるめっき特性の改善効果を確認すべく、表７のＮｏ．５７を用い、前述した表６のＮｏ．２４と同じ条件でＦｅ系プレめっき及び合金化処理を行った。その結果、Ｆｅ系プレめっき処理した合金化溶融Ｚｎめっき鋼板は、プレめっき処理をしない場合と同じ、良好な組織が得られると共に、不めっきも見られず、めっき表面の摺動性及び耐パウダリング性にも優れる等、めっき特性も極めて良好であった（表には示さず）。
【０１７０】
これに対し、本発明で特定する条件のいずれかを満足せずに製造した下記例は、夫々、以下の不具合を有している。
【０１７１】
Ｎｏ．３５は、上記Ｔ１が低い例であり、所望のγRが得られなかった。
【０１７２】
Ｎｏ．３８は、第一の連続焼鈍時における平均冷却速度（ＣＲ）が小さい例であり、ポリゴナルフェライト及びパーライトが生成した。
【０１７３】
Ｎｏ．４０は、第二の連続焼鈍時における２相温度域温度（Ｔ３）が高い例であり、従来のＴＲＩＰ鋼組織となった。
【０１７４】
Ｎｏ．４４は、上記Ｔ３が低い例であり、所望のγRが得られなかった。
【０１７５】
Ｎｏ．４５は、第二の連続焼鈍時における２相温度域での保持時間（ｔ３）が長い例であり、母相がフェライト組織となり、焼戻マルテンサイトは消失した。
【０１７６】
Ｎｏ．４８は、上記ｔ３が短い例であり、焼戻不足となり、所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。
【０１７７】
Ｎｏ．５０は、第二の連続焼鈍時における平均冷却速度（ＣＲ）が小さい例であり、パーライトが生成した。
【０１７８】
Ｎｏ．５３及び５４は、オーステンパ処理温度（Ｔ４）が低い（即ち、オーステンパ処理を施さない）例であり、マルテンサイトが生成し、所望の組織が得られなかった。
【０１７９】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、約５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超高強度域において、優れた伸びフランジ性および全伸びの両特性を兼ね備えた高強度鋼板、及び、この様な鋼板を効率よく製造することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】同一成分系における焼戻マルテンサイトの硬度と、ポリゴナルフェライトの硬度を対比したグラフである。
【図２】焼戻マルテンサイト及びポリゴナルフェライトの硬度に及ぼすＣ量の影響を示すグラフである。
【図３】本発明における残留オーステナイト（γR）の特徴を模式化した図である。
【図４】本発明鋼板のＥＢＳＰ写真（×１０００）である。
【図５】従来の残留オーステナイト鋼板のＥＢＳＰ写真（×１０００）である。
【図６】（１）の方法における熱延工程を説明した図である。
【図７】（１）の方法における連続焼鈍またはめっき工程を説明した図である。
【図８】（２）の方法における第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図９】実施例１におけるＮｏ．３のＴＥＭ写真である。
【符号の簡単な説明】
１ 旧オーステナイト粒界
２ パケット粒界
３ ブロック境界
４ マルテンサイトラス
【発明の属する技術分野】
本発明は加工性に優れた高強度鋼板に関し、詳細には、５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超高強度域において、優れた伸びフランジ性および全伸びを兼ね備えた高強度鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や産業用機械等にプレス成形して使用される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性は近年、益々、高まっている。
【０００３】
従来より、強度と延性の両立を図った鋼板として、フェライト素地中に主としてマルテンサイトからなる低温変態組織を含むフェライト・マルテンサイトの複合組織鋼板［デュアルフェイズ（ＤＰ）鋼板］が知られている（特開昭５５−１２２８２０等）。上記鋼板は、延性が良好なだけでなく、マルテンサイト生成域に導入された多量の自由転位のために降伏伸びが現れず、降伏応力が低くなる為、加工時の形状凍結特性が良好である。上記組織に制御することにより、引張強度（ＴＳ）が高く、伸び（Ｅｌ）特性にも優れた鋼板が得られるが、伸びフランジ性（局部的な延性）に劣るものであった。
【０００４】
一方、伸びフランジ性に優れる鋼板としては、フェライト・ベイナイトの２相組織鋼板が知られている（特開昭５７−１４５９６５等）。これによれば、上述したＤＰ鋼板に比べ、伸びフランジ性に優れることは勿論のこと、抵抗溶接性（特に熱影響部の軟化がなく）、及び疲労特性にも優れる。しかしながら、伸び特性に劣るという問題がある。
【０００５】
その他、組織中に残留オーステナイト（γR）を生成させ、加工変形中にγRが誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性を向上させる残留オーステナイト鋼板が知られている。例えば特開昭６０−４３４２５には、複合組織鋼板としての組織を、体積分率で１０％以上のフェライトと１０％以上のγRを有し、残部がベイナイトまたはマルテンサイトまたはそれらの混合組織に制御することにより、高強度で、且つ極めて延性に優れた鋼板が開示されている。上記組織とすることにより、γRの加工誘起変態効果に加えて、軟質のフェライトによる高延性が発揮される結果、延性はフェライト及びγRによって、強度はベイナイトまたはマルテンサイトによって確保される旨記載されている。しかしながら、上記鋼板においても、前記ＤＰ鋼と同様、伸びフランジ性に劣るという問題があった。
【０００６】
そこで、γRによる優れた強度・延性バランスを維持しつつ、しかも、伸びフランジ性（穴広げ性）等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、種々の検討がなされている。例えば特開平９−１０４９４７には、ミクロ組織として、フェライト、ベイナイト、γRの３相で構成され、且つ、フェライト占有率とフェライト粒径の比、及びγRの占有率を所定範囲に制御した鋼板が開示されている。これは、「γRの増加は、強度−延性バランスの向上、全伸びの向上をもたらすが、その効果は、γRの微細化により高まること；更にγRが微細化すると、伸びフランジ性などの成形性も向上する」という知見に基づいてなされたものである。しかしながら、伸びフランジ性の向上効果は低く、更に一層優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の提供が切望されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、優れた伸びフランジ性及び全伸びを兼ね備えた加工性に優れた高強度鋼板、及び、この様な鋼板を効率よく製造することのできる方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明の加工性に優れた高強度鋼板とは、質量％で、
Ｃ ：０．０６〜０．６％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない）
を含有し、且つ、
母相組織は、焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で１５％以上、及びフェライトを含有し、
第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で５〜３０％含有すると共に、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγR）は０．８％以上であり、更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものであるところに要旨を有するものである。
【０００９】
更に、本発明において、質量％で、
▲１▼Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの；
▲２▼Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの；
▲３▼Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）、及び／又はＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）を含有するものは、いずれも本発明の好ましい態様である。
【００１０】
また、上記残留オーステナイトがラス状を呈しているものは、本発明の作用が一層高められるので好ましい態様である。特に残留オーステナイト中に占めるラス状残留オーステナイトの占積率が６０％以上に制御されたものが推奨される。
【００１１】
更に上記課題を解決し得た本発明鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）を包含するところに要旨を有するものである。
【００１２】
（１）熱延工程、及び連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却して巻取る工程を包含し、
該連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する方法；
（２）熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法であって、
該第一の連続焼鈍工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含し、
該第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する方法。
【００１３】
ここで、上記（１）の熱延工程において、
（Ａr3−５０）℃以上の温度で熱延を終了する工程；７００±１００℃の範囲の温度域まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程；該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工程；空冷後、Ｍｓ点以下の温度まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して巻取る工程を包含するものは、本発明の好ましい態様である。
【００１４】
また、上記（１）の連続焼鈍工程、または上記（２）の第二の連続焼鈍工程において、
Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；（Ａ1点〜６００℃）の温度まで、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する工程；３００℃以上４８０℃以下の温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含するものは本発明の好ましい態様である。
【００１５】
更に上記（１）または（２）のめっき工程に入る前に、下記関係式（１）を満足する条件でＦｅ系プレめっき処理する工程を包含するものも本発明の好ましい態様である。
【００１６】
０．０６Ｗ≦Ｘ … （１）
［式中、Ｗは溶融Ｚｎめっきの付着量 （ｇ／ｍ2）、ＸはＦｅ系プレめっきの付着量（ｇ／ｍ2）を夫々意味する］
尚、本発明における「加工性」とは、主に、伸びフランジ性及び全伸びを意味するものである。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、高い伸びフランジ性を維持したまま、しかも、大きな全伸びを有する低合金ＴＲＩＰ鋼板を提供すべく鋭意検討してきた。その結果、転位密度の低い軟質ラス組織からなる焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織を母相とし、第２相として、残留オーステナイト（γR）相を有する組織に制御すれば、所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成した。
【００１８】
まず、本発明を最も特徴付ける組織について説明する。
【００１９】
上述したとおり、本発明の鋼板は、母相組織として、焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で１５％以上、及びフェライトを含有し；第２相組織として、γRを全組織に対して占積率で５〜３０％含有すると共に、γR中のＣ濃度（ＣγR）は０．８％以上であり、更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものである。本発明組織の特徴について、従来の残留オーステナイト鋼板と対比して説明すると、従来の残留オーステナイト鋼板は、硬質相の周りの軟質相（母相）の変形が進むと、該軟質相との界面にボイドが発生し易くなる結果、伸びフランジ性が劣化するというデメリットがあった。これに対し、母相を従来のフェライトではなく、本発明の如く、焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織とすることにより、伸びフランジ性が向上する。また、本発明では、γR中のＣ濃度（ＣγR量）が０．８％以上と高いため、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）効果が、より効果的に発揮され、伸び特性が向上する、というメリットもある。更にγRの形態を所定の軸比となる様に制御されたラス状γRとすれば、従来のγRに比べ、伸びや、特に伸びフランジ性の向上が可能となる。
【００２０】
以下、各組織について説明する。
【００２１】
焼戻マルテンサイト：１５％以上
本発明における「焼戻マルテンサイト」は、以下の特徴を有するものである。
【００２２】
第一に、本発明における「焼戻マルテンサイト」は、転位密度が少なく軟質であり、しかも、ラス状組織を有するものを意味する。これに対し、マルテンサイトは転位密度の多い硬質組織である点で、上記焼戻マルテンサイトとは相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別することができる。また、従来のγR鋼板は、転位密度の少ない軟質のブロック状フェライト組織を有する点で、上記焼戻マルテンサイトを母相とする本発明鋼板とはやはり相違するものである。
【００２３】
第二に、上記焼戻マルテンサイトは、同一成分系（基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎを同じにした系）におけるポリゴナルフェライトに比べ、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が概して高いという傾向を有する。図１は、同一成分の鋼種（Ｃ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％の範囲）における焼戻マルテンサイト及び焼戻ベイナイトの硬度（縦軸）と、ポリゴナルフェライトの硬度（横軸）とを対比したグラフである。尚、ビッカース硬さは、レペラー腐食による光学顕微鏡観察を行い、母相（灰色）部のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定したものである（荷重１ｇ）。参考までに、同図に、ｙ＝ｘの直線を点線で示したが、これにより、焼戻マルテンサイトの硬度は、ポリゴナルフェライトに比べて高いこと；この様な傾向は硬度が高くなるにつれ、顕著に見られることが分かる。
【００２４】
また、図２は、図１のデータを、Ｃ量：０．１％、０．２％、０．３％の各場合に分けて整理したものであり、焼戻マルテンサイト、焼戻ベイナイト、及びポリゴナルフェライトの硬度に及ぼすＣ量の影響を表したものである。図２より、Ｃ量が同一のとき、焼戻マルテンサイトの硬度はポリゴナルフェライトに比べて高くなる傾向があること：この様な傾向は、Ｃ量が高くなるにつれ、顕著に見られることが分かる。
【００２５】
これらの結果に基づき、焼戻マルテンサイト及び焼戻ベイナイト、並びにポリゴナルフェライトにおける硬度を、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの基本成分との関係で表すと、概ね、下記の関係式が得られる。
【００２６】
焼戻マルテンサイト及び焼戻ベイナイトの硬度（Ｈｖ）≧500[C]+30[Si]+3[Mn]+50
ポリゴナルフェライの硬度（Ｈｖ）≒200[C]+30[Si]+3[Mn]+50
式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２７】
ちなみに、上記関係式により得られる硬度（計算値）は、実測値をほぼ反映したものとなっていることを確認している。
また、上記関係式により得られる硬度は、Ｃ量が０．１〜０．３％の場合のみならず、０．３〜０．６％の場合、更には０．０６〜０．１％の場合においても同様に実測値を反映したものであることを確認している。
尚、焼戻マルテンサイト硬度の上限は、成分組成等によっても変化し得るが、概ね、500[C]+30[Si]+3[Mn]+200、好ましくは500[C]+30[Si]+3[Mn]+150とすることが推奨される。
【００２８】
この様な特徴を有する焼戻マルテンサイトは、後記する通り、Ａ3点以上（γ域）より焼入れされたマルテンサイトを、Ａ1点以上（約７００℃以上）、Ａ3点以下の温度で焼鈍する等して得られるものである。
【００２９】
そして、本発明では、上記焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織が、伸びフランジ性及び全伸びの向上に極めて有効であることを見出したところに最大の特徴があり、後記するγRと相俟って、従来の残留オーステナイト鋼板における優れた強度・延性バランスを確保しつつ、伸びフランジ性も著しく改善し得るというメリットを奏するものである。特にＣ量を０．２５〜０．６％に調整すると、伸び特性が更に向上することも分かった。
【００３０】
この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で焼戻マルテンサイトを１５％以上有することが必要である。尚、焼戻マルテンサイトの量は、後記するフェライト及びγRとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨されるが、伸びフランジ性の向上という観点からすれば、焼戻マルテンサイトを４０％以上、より好ましくは５０％以上、更により好ましくは６０％以上に制御することが推奨される。
【００３１】
フェライト
本発明における「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度の少ないフェライトを意味する。このフェライトについては、ポリゴナルフェライトを母相とするＴＲＩＰ型複合組織鋼板（ＰＦ鋼）が知られており、伸び特性に優れる等のメリットはあるが、伸びフランジ性に劣るという欠点がある。これに対し、上記フェライトと焼戻マルテンサイトの混合組織を有する本発明鋼板は、優れた伸び特性を維持しつつ、しかも伸びフランジ性も改善されている点で、従来の上記ＴＲＩＰ鋼板とは、構成組織も特性も異なるものである。
【００３２】
本発明による作用を有効に発揮させる為には、フェライトは５％以上存在することが推奨される。好ましくは１０％以上である。特に伸び特性の向上という観点からすれば、フェライトは多いことが好ましく、３０％以上、より好ましくは４０％以上、更により好ましくは５０％以上とすることが推奨される。但し、６０％を超えると、必要な強度を確保するのが困難となる他、従来の複合組織やＴＲＩＰ鋼と同様、フェライトと第２相の界面より多くのボイドが発生し、伸びフランジ性が劣化するため、その上限を６０％とすることが推奨される。尚、上限を３０％未満に制御すると、フェライトと、焼戻マルテンサイトや第２相（γR、マルテンサイト／ベイナイト）との界面が減少し、ボイドの発生源が抑えられるため、伸びフランジ性が向上するので、非常に好ましい。
【００３３】
残留オーステナイト（γ R ）：５〜３０％
γRは全伸びの向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で５％以上（好ましくは７％以上）存在することが必要である。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限を３０％に定めた。より好ましくは２５％である。
【００３４】
ここで、従来のＴＲＩＰ型鋼板におけるγRは、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγRが存在しているのに対し、本発明におけるγRは、同一パケット内のブロック境界などに沿って同一方位を有するγRが存在し易いという特徴がある。図３に、本発明におけるγRの特徴を模式化して表す。図３中、１は旧オーステナイト粒界、２はパケット粒界、３はブロック境界、４はマルテンサイトラスを夫々、示す。
【００３５】
このことを一層明らかにする目的で、図４及び図５に、本発明鋼板（後記する表２のＮｏ．３）及び従来のγR鋼板（後記する表３のＮｏ．２）における、板厚方向断面のＥＢＳＰ写真（カラーマップ：倍率１０００倍）の結果を、夫々示す。ここで、ＥＢＳＰとは、Electron Back Scatter Diffraction Patternのことであり、ＥＢＳＰ解析装置としてはTexSEM Laboratories社製の装置を使用した。
【００３６】
この写真によれば、結晶方位差の異なる板厚方向のγRを色調差によって識別することができる。即ち、通常の組織観察とは異なるＥＢＳＰによる結晶方位観察手法でγRを調べると、見掛け上はほぼ同一の組織を有しているにもかかわらず、従来鋼板（図５）では、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγRが多数存在するのに対し、本発明鋼板（図４）では、或る一定の領域内に、同一方位を有するγRが多数存在していることが確認できる。本発明鋼板のγRは、ブロック境界等に沿って、同一方位を有するγRが生成するものと思われ、この点で、従来鋼板のγRとは、異なる形態を有している。
【００３７】
また、本発明におけるγRの形態は、ラス状であることが好ましい。ここで、「形態がラス状である」とは、平均軸比（長軸／短軸）が２以上（好ましくは４以上、より好ましくは６以上である）のものを意味する。この様なラス状のγRは、従来のγRと同様のＴＲＩＰ効果を奏するのみならず、更に顕著な伸びフランジ性向上効果を奏する点で極めて有用である。尚、上記平均軸比の上限は特に規定されないが、ＴＲＩＰの効果を有効に発揮させる為には、γRの厚さが或る程度必要であること等を考慮すると、好ましい上限は３０、より好ましくは２０である。
【００３８】
また、上記ラス状γRによる効果を有効に発揮させる為には、γR中に占めるラス状γRの占積率は多ければ多い程良い。具体的には、上述した焼戻マルテンサイトやフェライトとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨されるが、伸びフランジ性の向上という観点からすれば、ラス状γRの占積率を５０％以上、より好ましくは６０％以上、更により好ましくは７０％以上、更に一層好ましくは８０％以上、更により一層好ましくは８５％以上とすることが推奨される。尚、γRのすべてがラス状γRで構成されていても良いが、加熱設備や冷却設備の制約等を考慮すると、実用レベルで、その上限を９５％程度とすることが推奨される。
【００３９】
更に上記γR中のＣ濃度（ＣγR）は０．８％以上であることが推奨される。このＣγRは、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）の特性に大きく影響し、０．８％以上に制御すると、特に、伸び等の向上に有効である。好ましくは１％以上、より好ましくは１．２％以上である。尚、上記ＣγRの含有量は多い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は、概ね１．６％と考えられる。
【００４０】
その他：ベイナイト及び／又はマルテンサイト（０％を含む）
本発明の鋼板は、上記組織のみ（即ち、焼戻マルテンサイトと、フェライトと、γRの混合組織）からなっていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイト及び／又はマルテンサイトを有していても良い。これらの組織は本発明の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程、好ましい。
【００４１】
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００４２】
Ｃ：０．０６〜０．６％
Ｃは、高強度を確保し、且つ、γRを確保するために必須の元素である。詳細には、γ相中に充分なＣ量を含み、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素であり、強度−伸びフランジ性のバランスを高めるのに有用である。特にＣ量を０．２５％以上添加すると、γR量が増加し、更にγRへのＣ濃縮が高くなるので、極めて高い強度−伸びバランスを得ることができる。
【００４３】
但し、０．６％を超えて添加すると、その効果が飽和するのみならず、鋳造中への中心偏析などによる欠陥などが見られる。また、０．２５％以上添加すると溶接性が劣化する。
【００４４】
従って、溶接性を主に考慮すれば、Ｃ：０．０６〜０．２５％（より好ましくは０．２％以下、更により好ましくは０．１５％以下）に制御することが好ましく、一方、点溶接を必要とせず高い伸び等が要求される場合には、Ｃ：０．２５〜０．６％（より好ましくは０．３％以上）に制御することが推奨される。
【００４５】
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％
Ｓｉ及びＡｌは、γRが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、上記元素を合計で、３％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄である他、多量に添加すると、熱間脆性を起こす為、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
【００４６】
Ｍｎ：０．５〜３％
Ｍｎは、γを安定化し、所望のγRを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、３％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
【００４７】
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、所望のγRを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）添加することが推奨される。但し、０．１％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは０．１％以下である。
【００４８】
Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）
ＳはＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素である。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。尚、Ｓの低減化による加工性劣化の抑制作用は、Ｓを０．００３％以下まで低減すると飽和してしまい、逆にＳを低減する為のコストが高くつくことを考慮すると、下限は０．００３％超、より好ましくは０．００５％以上にすることが推奨される。
【００４９】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部：実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００５０】
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、γRの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｕ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｒ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、Ｍｏ及びＣｒは１％、Ｎｉ及びＣｕは０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＭｏ：０．８％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．８％以下である。
【００５１】
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
【００５２】
Ｃａ：３０ｐｐｍ以下、及び／又はＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下
（０ｐｐｍを含まない）
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させる為には、夫々、３ｐｐｍ以上（より好ましくは５ｐｐｍ以上）添加することが推奨される。但し、３０ｐｐｍを超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは２５ｐｐｍ以下である。
【００５３】
次に、本発明鋼板を製造する方法について説明する。
【００５４】
本発明の製造方法は、代表的に下記二つの方法を包含するものである。
【００５５】
（１）［熱延工程］→［連続焼鈍工程またはめっき工程］
この方法は、▲１▼熱延工程、及び▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程を経由して所望の鋼板を製造する方法である。このうち▲１▼熱延工程の説明図を図６に、▲２▼連続焼鈍またはめっき工程の説明図を図７に、夫々示す。
【００５６】
▲１▼熱延工程
上記熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却して巻取る工程を包含するものである。この熱延条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイトとフェライトの混合組織）を得る為に設定されたものである。
【００５７】
まず、熱延仕上温度（ＦＤＴ）は（Ａr3−５０）℃以上、好ましくはＡr3点以上の温度とすることが推奨される。これは、引続き実施される「Ｍｓ点以下の冷却」と共に、所望の母相組織を得る為である。
【００５８】
尚、第２相組織であるγRの形態をラス状にする為には、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を高めに制御することが推奨される。特に、γR中に占めるγRの占積率を本発明の好ましい範囲に制御するには、熱延工程における加熱温度（ＳＲＴ）を１１５０℃以上（より好ましくは１２００℃以上、更により好ましくは１２５０℃以上）とすることが有効である。ラス状γRは、熱延時に形成される焼入母相組織のラス間隔が細かく、且つ、該母相組織のラス界面の歪エネルギーが大きい程、生成され易いことから、上記の如く熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を高温に設定すれば所望の形態に制御し易くなる。上記ＳＲＴの制御に加え、熱延後の平均冷却速度を速くする（焼入性を高める）ことも有効な形態制御方法である（後記する）。これにより、熱延中または熱延仕上後のオーステナイト粒径が大きくなり、焼入性が高まる結果、その後の焼戻焼鈍工程及びオーステンパ処理によって生成するγRの形態がラス状となる比率が一層高まるからである。更に、熱延仕上温度（ＦＤＴ）をＡr3点以上の温度に制御すれば、熱延全般にわたって高温となり、焼入性が一層高められる為、ラス状γRの生成が一層促進される。
【００５９】
尚、上記加熱温度の上限は特に限定されないが、設備上の制約等を考慮すると、１３５０℃以下（より好ましくは１３００℃以下）に制御することが推奨される。
【００６０】
上記熱延仕上げの後、冷却する。本発明では、冷却速度（ＣＲ）を制御することにより、冷却中にフェライトを一部生成させて（α＋γ）の２相域とし、更にＭｓ点以下の温度まで冷却することにより、所望の混合組織を得ることができる。
【００６１】
ここで、上記冷却条件としては、下記（ａ）、好ましくは（ｂ）の方法が挙げられる。
【００６２】
（ａ）一段冷却：即ち、１０℃／ｓ以上（好ましくは２０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、パーライト変態を避けてＭｓ点以下の温度まで冷却する。このとき、平均冷却速度を適切に制御することにより、所望の混合組織（焼入マルテンサイト＋フェライト）を得ることができる。尚、本発明では、フェライトを５％以上３０％未満に制御することが推奨されるが、この場合には、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上に制御することが好ましい。
【００６３】
また、上述した通り、熱延後の平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、最後のγRの形態にも影響を与え、平均冷却速度が速ければ（好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上）、ラス状を呈することになる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００６４】
更に、冷却中に所望の混合組織を一層効率よく生成させる為には、（ｂ）二段冷却：即ち、▲１▼７００±１００℃の範囲の温度域（好ましくは７００±５０℃）まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ１）で冷却する工程；▲２▼該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工程；▲３▼空冷後、Ｍｓ点以下の温度まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ２）で冷却して巻取る工程を包含することが推奨される。この様に段階的に冷却することにより、転位密度の低いポリゴナル・フェライトを一層確実に生成させることができる。
【００６５】
ここで、▲１▼の温度域及び▲３▼の温度域では、共に、３０℃／ｓ以上、好ましくは４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが推奨される。これにより、ラス状γRの生成も促進されるからである。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００６６】
また、▲２▼の温度域では、空冷を１秒以上、好ましくは３秒以上行うことが好ましく、これにより所定のフェライト量が効率よく得られる。但し、空冷時間が３０秒を超えると、フェライト量が好ましい範囲を超えて生成され、所望の強度が得られない他、伸びフランジ性も劣化する。好ましくは２０秒以下である。
【００６７】
また、巻取温度（ＣＴ）は、Ｍｓ点以下［計算式：Ｍｓ＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である］にすることが必要である。Ｍｓ点を超えると、所望の焼入マルテンサイトが得られず、ベイナイト等が生成するからである。
【００６８】
尚、熱延工程では、所望の母相組織を得る為に、上記の各工程を適切に制御することが推奨されるが、その他の工程、例えば加熱温度等は、通常実施される条件（例えば約１０００〜１３００℃）を適宜選択すれば良い。
【００６９】
▲２▼続焼鈍工程またはめっき工程
上記▲１▼の熱延に引続き、連続焼鈍またはめっきを行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記▲１▼の熱延を行った後、当該▲２▼の連続焼鈍またはめっきを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜３０％とすることが推奨される。３０％を超えて冷間圧延すると、圧延荷重が増大し、冷間圧延が困難となるからである。
【００７０】
上記連続焼鈍またはめっきは、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する。これらの条件は、熱延工程で生成した母相組織を焼戻して所望の混合組織（焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織）を得ると共に、第２相（γR）を得る為に設定されたものである。
【００７１】
まず、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（図７中、Ｔ３）で１０〜６００秒（図７中、ｔ３）均熱することにより、所望の混合組織及びγRを生成させる（２相域焼鈍）。上記温度を超えると、すべてγとなってしまい、一方、上記温度を下回ると、所望のγ量が得られないからである。更に、上記加熱保持時間（ｔ３）の制御は、所望の組織を得る為に、特に重要である。１０秒未満では、焼戻が不足し、所望の母相組織及びγ量が得られないからである。好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上である。尚、６００秒を超えると、焼戻マルテンサイトの特徴であるラス状組織が維持できなくなり、機械的特性が劣化する。好ましくは５００秒以下、より好ましくは４００秒以下である。
【００７２】
次いで、平均冷却速度（ＣＲ）を、３℃／ｓ以上（好ましくは５℃／ｓ以上）に制御し、パーライト変態を避けながら、３００℃以上（好ましくは３５０℃以上）４８０℃以下（好ましくは４５０℃以下）の温度（ベイナイト変態：図７中、Ｔ４）まで冷却し、更に、この温度域で１秒以上（好ましくは５秒以上：図７中、ｔ４）保持する（オーステンパ処理）。これにより、γRへのＣ濃縮を、多量に且つ極めて短時間に得ることができる。
【００７３】
ここで、平均冷却速度が上記範囲を下回ると、所望の組織が得られず、パーライト等が生成する。尚、その上限は特に規定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００７４】
尚、冷却中に所望のＣγR量を一層効率よく生成させる為には、上記冷却工程を、▲１▼（Ａ1点〜６００℃）の温度（Ｔｑ）まで、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する工程；及び▲２▼３００℃以上４８０℃以下の温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程を包含する二段冷却法を採用することが推奨される。
【００７５】
このうち、上記▲１▼の温度域まで、１５℃／ｓ以下（好ましくは１０℃／ｓ以下）の平均冷却速度で冷却すると、まず、フェライトが生成し、フェライト中のＣがγに濃縮される。次に、上記▲２▼の温度域まで、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは４０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で冷却すると、γがパーライトに変態することが抑制され、γが低温でも残留する結果、所望のγR組織が得られる。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程好ましいが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００７６】
上記の如く冷却し、オーステンパ処理するが、特にオーステンパ処理温度（Ｔ４）は、所望の組織を確保して本発明の作用を発揮させるのに重要である。上記温度範囲に制御すれば、安定且つ多量のγRが得られ、これにより、γRによるＴＲＩＰ効果が発揮される。これに対し、３００℃未満では、マルテンサイト相が存在し、一方、４８０℃を超えるとベイナイト相が多量に増加する。
【００７７】
尚、上記保持時間（ｔ４）の上限は特に限定されないが、オーステナイトがベイナイトに変態する時間を考慮すると、３０００秒以下、好ましくは２０００秒以下に制御することが推奨される。
【００７８】
また、上記工程では、所望の混合組織及びγRの他、本発明の作用を損なわない範囲で、更にベイナイト及び／又はマルテンサイト組織が生成していても構わない。また、所望の組織を著しく分解させることなく、本発明の作用を損なわない範囲で、めっき、更には合金化処理しても良い。
【００７９】
尚、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合には、前記▲２▼のめっきを行う前に、所定のＦｅ系プレめっきを行うことが推奨される。これにより、鋼板表面に、Ｓｉの表面濃化による悪影響を受けないＦｅ系めっき層が形成され、合金化溶融Ｚｎめっき層表面に存在する粗大なＺｎ−Ｆｅ合金結晶粒の数が著しく低減する結果、低温でも鋼板とＺｎめっき層との拡散による合金化処理が迅速に行われ、安定して高い伸び特性を得るのに有効なγRが効率よく得られるのみならず、Ｓｉの多量添加による弊害［Ｓｉ系酸化物による耐パウダリング性劣化、不めっき、めっき表面の摺動性（滑り特性）低下等］等も防止できるからである。
【００８０】
ここで、合金化溶融Ｚｎめっき層表面に存在する粗大なＺｎ−Ｆｅ合金結晶粒とは、具体的には、Ｚｎ−Ｆｅ合金結晶粒の長片の長さが短片の長さの２倍以下であり、且つ、平均粒径４μｍ以上の結晶粒を意味する。Ｆｅ系プレめっきにより、この様な粗大な結晶粒の個数を５個以下（好ましくは３個以下）／７０μｍ×５０μｍに抑制することができる。尚、上記Ｚｎ−Ｆｅ合金結晶粒の平均粒径は、合金めっき層表面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察（１５００倍）し、７０μｍ×５０μｍの視野中に存在する該結晶粒の最大長さ方向に測定される長さと、該長さ方向と直交する方向の長さとの平均長さを算出して定められるものである。
【００８１】
具体的には、上記（イ）Ｆｅ系プレめっきは、連続めっきライン［ＣＧＬ：焼鈍→（ロ）溶融Ｚｎめっき（前記▲２▼と同じ）→（ハ）合金化という一連のライン］通板の前に行われる。
【００８２】
以下、上記（イ）〜（ハ）の各工程について説明する。
【００８３】
（イ）Ｆｅ系プレめっき工程
上記（イ）のＦｅ系プレめっきは、下記関係式（１）を満足する条件で処理するものである。
【００８４】
０．０６Ｗ≦Ｘ … （１）
［式中、Ｗは溶融Ｚｎめっきの付着量 （ｇ／ｍ2）、ＸはＦｅ系プレめっきの付着量（ｇ／ｍ2）を夫々意味する］
まず、Ｆｅ系プレめっきの付着量（Ｘ）は、溶融Ｚｎめっきの付着量（Ｗ）との関係で、Ｘを０．０６Ｗ以上に制御する。これは、Ｘが０．０６Ｗ未満になると、合金化の進行に伴い、Ｓｉが鋼板表面に濃化する為、めっき表面の摺動性に悪影響を及ぼす粗大なＺｎ−Ｆｅ合金結晶粒の生成を招くからである。好ましくは０．０８Ｗ以上、より好ましくは０．１０Ｗ以上である。その上限は、めっき表面の摺動性向上という観点からすれば特に限定されないが、Ｘが多過ぎるとコストが上昇し、生産性も低下することから、上限を０．３０Ｗ、好ましくは０．２８Ｗ以下、より好ましくは０．２５Ｗ以下に制御することが推奨される。
【００８５】
上記関係式（１）を満足する条件でＦｅ系プレめっきする為には、特に電解時間に留意しながら、通常のめっき処理を行うことが推奨される。具体的には、めっき浴の組成（ＦｅＳＯ4・７Ｈ2Ｏ：３００〜４５０ｇ／Ｌ）、めっき浴ｐＨ（１．７〜２．６）、めっき液温：４０〜７０℃、電流密度：１０〜２５０Ａ／ｄｍ2とし、所望のめっき付着量に応じて、電解時間を適切に制御することが推奨される。
【００８６】
上記のＦｅ系プレめっきを行った後、溶融Ｚｎめっきをし、更に合金化処理しているので、めっき表層部分には、該Ｆｅ系プレめっきは消失するが、鋼板と合金化溶融Ｚｎめっき層の界面には、本発明の作用を損なわない範囲で該Ｆｅ系プレめっき層が残存していても良い。
【００８７】
（ロ）溶融Ｚｎめっき工程
上記Ｆｅ系めっきを行った後、焼鈍してから、上記▲２▼の溶融Ｚｎめっきを行うが、その詳細は、前述の▲２▼に記載した通りである。
【００８８】
尚、上記溶融Ｚｎめっき工程では、めっき浴中有効Ａｌ濃度を０．０８〜０．１２質量％に、めっき浴温度を４４５〜５００℃の範囲に夫々、制御することが推奨される。これにより、合金化が促進され、耐パウダリング性も著しく向上するからである。
【００８９】
まず、めっき浴中有効Ａｌ濃度は０．０８〜０．１２％とすることが好ましい。ここで、「めっき浴中有効Ａｌ濃度」とは、めっき浴中に含まれるフリーのＡｌを意味し、詳細には下記式で表されるものである。
【００９０】
［有効Ａｌ濃度］＝［Total Al濃度］−［めっき浴中Ｆｅ濃度（％）］
一般に溶融Ｚｎめっき工程では、めっき浴有効Ａｌ濃度を約０．０８〜０．１４％の範囲に制御している。しかしながら、上記（イ）〜（ハ）の一連の方法では、所望のγRを得る目的で合金化温度を低く設定している（後記する）為、Ａｌ濃度が高くなると合金化しなくなる。従って、本発明ではＡｌ濃度の上限を、好ましくは０．１２％（より好ましくは０．１１％）に制御する。但し、Ａｌ濃度が０．０８％未満になると耐パウダリング性が低下する。より好ましくは０．０９％以上である。
【００９１】
更に、めっき浴温度は４４５〜５００℃の範囲に制御することが好ましい。一般的なめっき浴温度は４３０〜５００℃であるが、本発明では、合金化を抑制するＳｉを多量に添加している為、合金化を促進し、且つ、耐パウダリング性を高める目的で、上記範囲に設定した次第である。４４５℃未満では表面にη層（純亜鉛）が残存してしまう。より好ましくは４５０℃以上である。一方、５００℃を超えると耐パウダリング性が低下する。より好ましくは４９０℃以下である。
【００９２】
（ハ）合金化処理工程
合金化処理は、４００〜４７０℃で５〜１００秒間行うことが推奨される。合金化温度が低くなると合金化速度が遅く、生産性が低下する。一方、合金化温度が高くなると、生成したγRが消失してしまう。また、合金化処理時間が短いと合金化せず、表面にη層（純亜鉛）が残存してしまう。逆に合金化時間が長くなると生産性が低下する。
【００９３】
以上、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造に当たり、Ｆｅ系プレめっきを経由する好ましい態様について説明したが、このＦｅ系プレめっきは、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合のみならず、溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合においても適用することができる。即ち、溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合において、前述した（イ）Ｆｅ系プレめっき、及び（ロ）溶融Ｚｎめっきを行えば、鋼板表面に、Ｓｉの表面濃化による悪影響を受けないＦｅ系めっき層が形成される結果、安定して高い伸び特性を得るのに有効なγRが効率よく得られるのみならず、Ｓｉの多量添加による弊害等を防止できる点で、極めて有用である。
【００９４】
（２）［熱延工程］→［冷延工程］→［第一の連続焼鈍工程］→［第二の連続焼鈍工程またはめっき工程］
上記（２）の方法は、熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て、所望の鋼板を製造する方法である。このうち上記方法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を図８に示す。
【００９５】
まず、熱延工程、および冷延工程を実施するが、これらの工程は特に限定されず、通常、実施される条件を適宜選択して採用することができる。上記（２）の方法では、これら熱延工程や冷延工程により、所望の組織を確保するものではなく、その後に実施する第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を制御して所望の組織を得るところに特徴があるからである。
【００９６】
具体的には、上記熱延工程としては、Ａr3点以上で熱延終了後、平均冷却速度約３０℃／ｓで冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻取る等の条件を採用することができる。また、冷延工程では、約３０〜７０％の冷延率の冷間圧延を施すことが推奨される。勿論、これに限定する趣旨では決してない。
【００９７】
次に、上記（２）の方法を特徴付ける▲３▼第一の連続焼鈍工程、および▲４▼第二の連続焼鈍工程またはめっき工程について説明する。
【００９８】
▲３▼第一の連続焼鈍工程（最初の連続焼鈍工程）
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度に加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含する。これらの条件は、所望の母相組織を得る為に設定されたものである。
【００９９】
まず、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（図８中、Ｔ１）に均熱した後、平均冷却速度（ＣＲ）を１０℃／ｓ以上（好ましくは２０℃／ｓ以上）に制御し、Ｍｓ点以下の温度（図８中、Ｔ２）まで冷却することにより、パーライト変態を避けながら、所望の混合組織（焼入マルテンサイト＋フェライト）を得る。尚、本発明では、フェライトを５％以上３０％未満に制御することが推奨されるが、この場合には、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上に制御することが好ましい。
【０１００】
また、上記平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、最後のγRの形態にも影響を与え、平均冷却速度が速ければ（好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上）、ラス状を呈することになる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【０１０１】
▲４▼第二の連続焼鈍工程（後の連続焼鈍工程）またはめっき工程
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する。
【０１０２】
上記工程は、前述した（１）の方法における▲２▼連続焼鈍工程またはめっき工程と同じであり、前記▲３▼第一の連続焼鈍工程で生成した混合母相組織を焼戻して所望の（焼戻マルテンサイト＋フェライト）組織を得ると共に、第２相（γR）を生成させる為に設定されたものである。
【０１０３】
尚、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合には、前述した（イ）〜（ハ）の一連の方法を採用することが推奨される。これにより、合金化溶融Ｚｎめっき層の表面に存在する「粗大な結晶粒」の個数が抑制される結果、γRによる延性向上作用を維持しつつ、めっき表面の摺動性にも優れた鋼板が得られるからである。その詳細は前述した方法を参照すれば良い。
【０１０４】
以下、実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【０１０５】
【実施例】
実施例１：成分組成の検討（その１）
本実施例では、Ｃ量が０．２５％以下の低Ｃ成分系鋼種［強度（ＴＳ）×伸びフランジ性（λ）が高く、且つ、溶接性も考慮した系］を中心に、成分組成を変化させた場合における機械的特性の影響について調べた。具体的には、表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表中の単位は質量％）を真空溶製し、実験用スラブとした後に、前述した（１）の方法（熱延→連続焼鈍）に従って、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。
【０１０６】
具体的には、各スラブを１１５０℃で３０分間加熱した後、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を１１５０℃、熱延時の仕上温度（ＦＤＴ）を８５０℃とし、５０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した（熱延工程）後、２相域にて１２０秒焼鈍し、次いで、平均冷却速度３０℃／ｓで、４００℃まで冷却して３０秒保持（オーステンパ処理）する条件を基本条件として実施した。
【０１０７】
この様にして得られた鋼板について、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］、降伏強度（ＹＰ）、及び伸びフランジ性（穴広げ性：λ）を、下記要領で夫々測定した。
【０１０８】
まず、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用い、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＩ）、及び降伏強度（ＹＰ）を測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／ｓｅｃとした。
【０１０９】
また、伸びフランジ性試験は、直径１００ｍｍ、板厚２．０ｍｍの円盤状試験片を用いた。具体的には、φ１０ｍｍの穴をパンチ打抜き後、６０°円錐パンチでばり上にて穴広げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴広げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１）。
【０１１０】
更に、上記鋼板中組織の面積率は、鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ；倍率１５０００倍）観察により組織を同定した後、光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）により組織の占積率を測定した。尚、γRの占積率及びγR中のＣ濃度は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定した（ISIJ Int.Vol.33.(1933),No.7,P.776）。
【０１１１】
これらの結果を表２に示す。
【０１１２】
【表１】
【表２】
これらの結果より、以下の様に考察することができる（以下のＮｏ．はすべて、表２中の実験Ｎｏ．を意味する）。
【０１１５】
まず、Ｎｏ．３〜６、８〜１８、及び２０〜２６はいずれも、本発明で特定する要件を満足しているので、良好な特性の鋼板が得られた。
【０１１６】
尚、本実施例は主に、成分組成と機械的特性との関係を明らかにすべく実験を行ったものであるが、特に第２相組織であるγRの形態等が機械的特性にどの様な影響を及ぼすか調べる目的で、同一鋼種を用い、製造条件を変化させた実験も行い、これらの結果も表２に併記している。
【０１１７】
例えば表２のＮｏ．２、３及び１６はいずれも同一鋼種（表１のＮｏ．２）を使用し、製造条件を変えた例［Ｎｏ．２はオーステンパ温度が低い為、γR中のＣ濃縮が充分行われなかった例；Ｎｏ．３は、熱延で仕上圧延後、７００℃において空冷を１０秒間行った為、最終組織のフェライト（Ｆ）分量が５０％超と高くなった例；Ｎｏ．１６は熱延で仕上圧延後、巻取まで急冷（平均冷却速度４０℃／ｓ）した為、Ｎｏ．３に比べ、最終組織のフェライト（Ｆ）量が少ない例］であるが、Ｎｏ．３及び１６の如く、γR中のＣγRが本発明の好ましい範囲（０．８％以上）に制御されたものは、好ましい範囲を外れるＮｏ．２に比べ、伸びが向上している。
【０１１８】
また、表２のＮｏ．５、１８及び２０はいずれも同一鋼種（表１のＮｏ．４）を使用し、製造条件を変えた例（Ｎｏ．５は、前記Ｎｏ．３と同じ条件で製造した例；Ｎｏ．１８は、前記Ｎｏ．１６と同じ条件で製造した例；Ｎｏ．２０は、前記Ｎｏ．５と同様の熱延を行った後、焼鈍する際、オーステンパ処理温度（Ｔ４）に保持した後、３０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した例）であるが、Ｎｏ．５及び２０に比べて焼戻マルテンサイトの占積率が多いＮｏ．１８は、伸びフランジ性に優れている。
【０１１９】
更にＮｏ．２１〜２３は、いずれも同一鋼種（表１のＮｏ．３）を用い、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を低くした例（Ｎｏ．２１は１１００℃、Ｎｏ．２２は１０５０℃、Ｎｏ．２３は１０００℃）であり、熱延時の加熱温度を高温に制御したＮｏ．１７に比べ、γR中に占めるラス状γRの面積率は減少し、伸びフランジ性が低下した。
【０１２０】
またＮｏ．２４〜２６は、いずれも同一鋼種（表１のＮｏ．３）を用い、ＳＲＴ及び熱延時の平均冷却速度を変えた例（Ｎｏ．２４はＳＲＴ：１２００℃、平均冷却速度：６０℃／ｓ、Ｎｏ．２５はＳＲＴ：１２００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ、Ｎｏ．２６はＳＲＴ：１０００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ）である。このうちＮｏ．２５はＳＲＴを高めに設定しているので、γR中に占めるラス状γRの面積率は７０％以上と、好ましい範囲を満足している。また、Ｎｏ．２４はＳＲＴも高く、冷却速度も著しく速い為、ラス状γRの面積率は９６％にまで上昇し、伸びフランジ性も極めて良好であった。これに対し、Ｎｏ．２６は、ＳＲＴも低く、冷却速度も遅い為、ラス状γRの面積率は３０％と低下した。
【０１２１】
参考までに、図９に、本発明鋼板（Ｎｏ．３）のＴＥＭ写真（倍率：１５０００倍）を示す。この写真より、本発明鋼板は、明確なラス状組織を呈する焼戻マルテンサイトを有していることが分かる。
【０１２２】
これに対し、本発明で特定する要件のいずれかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有している。
【０１２３】
まず、Ｎｏ．１はＣ量が少ない例であり、所定のγR量が得られない為、所望のＥｌを確保することができなかった。
【０１２４】
Ｎｏ．２はＣγR量が０．８％未満の例であり、所望のＥｌを確保することができなかった。
【０１２５】
Ｎｏ．７は、Ｍｎ量、及び（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計量が少ない例であり、所望のγRが得られない為、Ｅｌが低かった。
【０１２６】
また、Ｎｏ．１９は、Ｔ３均熱以降の平均冷却速度を３℃／ｓと遅くして製造した為、パーライト組織が多く、所定の焼戻マルテンサイトが得られなかった例であり、所定の焼戻マルテンサイトが得られたＮｏ．４及び１７［Ｎｏ．４は熱延仕上後、７００℃において空冷を１０秒間行った例；Ｎｏ．１７は熱延仕上後、巻取まで急冷（平均冷却速度４０℃／ｓ）した例］に比べ、Ｅｌ及びλが低下した。
【０１２７】
尚、参考までに、従来のＴＲＩＰ鋼板における各特性評価の結果を表３に示す。このうち．Ｎｏ．１は、表１のＮｏ．２の供試鋼を用いたフェライト・マルテンサイトのＤＰ鋼板；Ｎｏ．２は、表１のＮｏ．３の供試鋼を用いたポリゴナルフェライトを母相とする従来のＴＲＩＰ鋼板；及びＮｏ．３は、表１のＮｏ．２の供試鋼を用いた、従来のフェライト・ベイナイトの２相組織鋼板である。
【０１２８】
【表３】
表３より、Ｎｏ．１は、伸び、及び伸びフランジ性が劣化し、Ｎｏ．２は伸びフランジ性が劣化し、Ｎｏ．３は伸びが劣化する、といった不具合を夫々有している。
【０１３０】
実施例２：成分組成の検討（その２）
本実施例では、Ｃ量が０．２５〜０．６％以の高Ｃ成分系鋼種［強度（ＴＳ）×伸びフランジ性（λ）が高く、且つ、ＴＳ×伸び（Ｅｌ）も高い系］を中心に、成分組成を変化させた場合における機械的特性の影響について調べた。具体的には、表４に記載の成分組成からなる供試鋼（表中の単位は質量％）を真空溶製し、実施例１と同様にして熱延鋼板を製造し、実施例に記載の方法で、各特性等を評価した。
【０１３１】
これらの結果を表５に示す。
【０１３２】
【表４】
【表５】
これらの結果より、以下の様に考察することができる（以下のＮｏ．はすべて、表５中の実験Ｎｏ．を意味する）。
【０１３５】
まず、Ｎｏ．４〜７、９〜１９、及び２１〜３０はいずれも、本発明で特定する要件を満足しているので、良好な特性の鋼板が得られた。
【０１３６】
尚、本実施例は主に、成分組成と機械的特性との関係を明らかにすべく実験を行ったものであるが、特に第２相組織であるγRが機械的特性にどの様な影響を及ぼすか調べる目的で、同一鋼種を用い、製造条件を変化させた実験も行い、これらの結果も表５に併記している。
【０１３７】
例えば表５のＮｏ．３、４及び１７はいずれも同一鋼種（表４のＮｏ．３）を使用し、製造条件を変えた例［Ｎｏ．３はオーステンパ温度が低い為、γR中のＣ濃縮が充分行われなかった例；Ｎｏ．４は、熱延で仕上圧延後、７００℃において空冷を１０秒間行った為、最終組織のフェライト（Ｆ）分量が４５％と高くなった例；Ｎｏ．１７は熱延で仕上圧延後、巻取まで急冷（平均冷却速度４０℃／ｓ）した為、Ｎｏ．４に比べ、最終組織のフェライト（Ｆ）量が少ない例］であるが、Ｎｏ．４及び１７の如く、γR中のＣγRが本発明の好ましい範囲（０．８％以上）に制御されたものは、好ましい範囲を外れるＮｏ．３に比べ、伸びが向上している。
【０１３８】
また、表５のＮｏ．６及び１９はいずれも同一鋼種（表４のＮｏ．５）を使用し、製造条件を変えた例（Ｎｏ．６は、前記Ｎｏ．４と同じ条件で製造した例；Ｎｏ．１９は、前記Ｎｏ．１７と同じ条件で製造した例）であるが、Ｎｏ．６に比べて焼戻マルテンサイトの占積率が多いＮｏ．１９は、伸びフランジ性に優れている。
【０１３９】
更にＮｏ．２２〜２４は、いずれも同一鋼種（表４のＮｏ．４）を用い、熱延時の加熱温度を低くした例（Ｎｏ．２２は１１００℃、Ｎｏ．２３は１０５０℃、Ｎｏ．２４は１０００℃）であり、熱延時の加熱温度を高温に制御したＮｏ．１８に比べ、γR中に占めるラス状γRの面積率は減少し、伸びフランジ性が低下した。
【０１４０】
またＮｏ．２５〜２７は、いずれも同一鋼種（表４のＮｏ．４）を用い、ＳＲＴ及び熱延時の平均冷却速度を変えた例（Ｎｏ．２５はＳＲＴ：１２００℃、平均冷却速度：６０℃／ｓ、Ｎｏ．２６はＳＲＴ：１２００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ、Ｎｏ．２７はＳＲＴ：１０００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ）である。このうちＮｏ．２６はＳＲＴを高めに設定しているので、γR中に占めるラス状γRの面積率は７０％以上と、好ましい範囲を満足している。また、Ｎｏ．２５はＳＲＴも高く、冷却速度も著しく速い為、ラス状γRの面積率は９６％にまで上昇し、伸びフランジ性も極めて良好であった。これに対し、Ｎｏ．２７は、ＳＲＴも低く、冷却速度も遅い為、ラス状γRの面積率は３０％と低下した。
【０１４１】
これに対し、本発明で特定する要件のいずれかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有している。
【０１４２】
まず、Ｎｏ．１はＣ量が０．１５％と、他の例（Ｃ量が０．４％以上）に比べて少なく、Ｅｌが低い。
【０１４３】
Ｎｏ．２もＣ量が０．１５％と少なく、且つ、ＣγR量が０．８％未満の例であり、Ｅｌが低い。
【０１４４】
Ｎｏ．３はＣγR量が０．８％未満の例であり、所望のＥｌを確保することができなかった。
【０１４５】
Ｎｏ．８は、Ｍｎ量、及び（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計量が少ない例であり、所望のγRが得られない為、Ｅｌが低かった。
【０１４６】
また、Ｎｏ．２０は、Ｔ３均熱以降の平均冷却速度を３℃／ｓと遅くして製造した為、パーライト組織が多く、所定の焼戻マルテンサイトが得られなかった例であり、所定の焼戻マルテンサイトが得られたＮｏ．５、１８及び２１［Ｎｏ．５は熱延仕上後、７００℃において空冷を１０秒間行った例；Ｎｏ．１８は熱延仕上後、巻取まで急冷（平均冷却速度４０℃／ｓ）した例；Ｎｏ．２１は前記Ｎｏ．５と同様の熱延を行った後、焼鈍する際、Ｔ４保持後、３０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した例］に比べ、Ｅｌ及びλが低下した。
【０１４７】
実施例３：製造条件の検討
本実施例では、表１のＮｏ．４、及び表４のＮｏ．４の実験用スラブを用い、表６及び表７に示す種々の製造条件を行った。熱延板の板厚は２．０ｍｍとし、これをベースとして実施例を行った。
【０１４８】
次に、実施例１と同様の方法で、該鋼板の組織を調べた。これらの結果を表６及び７に併記する。尚、本実施例に用いた上記鋼種は、Ｃ量が相違するのみ（表１のＮｏ．４はＣ：０．２０％；及び表４のＮｏ．４はＣ：０．４８％）で他の成分含有量は概ね同じである為、得られた組織構成（第２相の種類）はすべて同じであった。
【０１４９】
【表６】
【表７】
まず、表６のＮｏ．１〜２５は、前述した（１）の方法に従って製造したものである。詳細には、Ｎｏ．１〜２３は熱延→連続焼鈍を施した例であり、このうちＮｏ．５〜７及びＮｏ．２５は熱延工程で一段冷却を行った例、その他は二段冷却を行った例である。また、Ｎｏ．２４〜２５は熱延→めっき（更に合金化処理）を施した例であり、このうちＮｏ．２４は熱延工程で二段冷却を行った例であり、Ｎｏ．２５は一段冷却を行った例である。
【０１５２】
これらのうちＮｏ．１、３〜４、７、９〜１１、１３〜１４、１６、１８〜１９、及び２２〜２５は、本発明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られた。
【０１５３】
尚、Ｆｅ系プレめっき処理によるめっき特性の改善効果を確認すべく、表６のＮｏ．２４を用い、プレめっき処理を施したこと以外は表６に示す条件で熱処理し、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を得た。詳細には、表６に示す条件で熱延した後、以下の条件でＦｅ系プレめっきを行い（Ｆｅ系プレめっき付着量４．０ｇ／ｍ2，溶融Ｚｎめっき付着量５２ｇ／ｍ2）、次いでめっきし［めっき浴：Ｚｎ−０．１０％Ａｌ（有効Ａｌ濃度），浴温：４６０℃］、引続き、合金化処理した（合金化温度４５０℃、合金化時間４５秒）。
【０１５４】
［Ｆｅ系プレめっきの条件］
めっき浴：ＦｅＳｏ4・７Ｈ2Ｏ（４００ｇ／Ｌ）
液ｐＨ ：２．０
液温 ：６０℃
電流密度：５０Ａ／ｄｍ2
この様にＦｅ系プレめっき処理した合金化溶融Ｚｎめっき鋼板は、プレめっき処理をしない場合と同じ、良好な組織が得られると共に、不めっきも見られず、めっき表面の摺動性及び耐パウダリング性にも優れる等、めっき特性も極めて良好であった（表には示さず）。
【０１５５】
これに対し、本発明で特定するいずれかの条件を満足せずに製造した下記例は、夫々、以下の不具合を有している。
【０１５６】
Ｎｏ．２は、熱延時の巻取温度（ＣＴ）が高い例であり、フェライト及び焼戻ベイナイトが生成した。
【０１５７】
Ｎｏ．５は、上記ＣＴが高い例であり、従来のＴＲＩＰ鋼（ポリゴナルフェライトを母相とするＴＲＩＰ鋼）と同じ組織となり、所望の組織が得られなかった。
【０１５８】
Ｎｏ．６は、熱延時の平均冷却速度（ＣＲ１）が低い例であり、熱延まま組織中に焼入マルテンサイトがないため、所望の組織が得られず、従来のＴＲＩＰ鋼組織が生成した。
【０１５９】
Ｎｏ．８は、連続焼鈍時の２相域温度（Ｔ３）が高い例であり、所望の組織が得られず、従来のＴＲＩＰ鋼組織が生成した。
【０１６０】
Ｎｏ．１２は、上記Ｔ３が低い例であり、γR組織が得られなかった。
【０１６１】
Ｎｏ．１５は、連続焼鈍時の２相域温度での保持時間（ｔ３）が短い例であり、焼戻不足となって所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。
【０１６２】
Ｎｏ．１７は、連続焼鈍時における平均冷却速度（ＣＲ）が小さい例であり、パーライトが生成した。
【０１６３】
Ｎｏ．２０及び２１は、オーステンパ処理温度（Ｔ４）が低い（即ち、オーステンパ処理を施さない）例であり、所望の組織が得られず、マルテンサイトが生成した。
【０１６４】
次に、表６のＮｏ．２６〜３０は、前述した（１）の方法において、冷延処理を施した例である。詳細には、Ｎｏ．２６〜２８は熱延→冷延→連続焼鈍を、Ｎｏ．２９〜３０は熱延→冷延→めっき（更に合金化処理）を施した例であり、このうちＮｏ．２８及び３０は、熱延工程で一段冷却を行った例、その他は二段冷却を行った例である。
【０１６５】
これらのうちＮｏ．２６、２８〜３０は、本発明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られた。
【０１６６】
これに対し、Ｎｏ．２７は冷延率が高い例であり、冷延により前組織が破壊され、所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。
【０１６７】
最後に、表７のＮｏ．３１〜５７は、前述した（２）の方法に従って製造したものである。詳細には、Ｎｏ．３１〜５６は熱延→冷延→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍を、Ｎｏ．５７は熱延→冷延→第一の連続焼鈍→めっき（更に合金化処理）を施した例である。
【０１６８】
このうちＮｏ．３１〜３４、３６、３７、３９、４１〜４３、４６〜４７、４９、５１〜５２、及び５５〜５７は、本発明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られた。
【０１６９】
尚、Ｆｅ系プレめっき処理によるめっき特性の改善効果を確認すべく、表７のＮｏ．５７を用い、前述した表６のＮｏ．２４と同じ条件でＦｅ系プレめっき及び合金化処理を行った。その結果、Ｆｅ系プレめっき処理した合金化溶融Ｚｎめっき鋼板は、プレめっき処理をしない場合と同じ、良好な組織が得られると共に、不めっきも見られず、めっき表面の摺動性及び耐パウダリング性にも優れる等、めっき特性も極めて良好であった（表には示さず）。
【０１７０】
これに対し、本発明で特定する条件のいずれかを満足せずに製造した下記例は、夫々、以下の不具合を有している。
【０１７１】
Ｎｏ．３５は、上記Ｔ１が低い例であり、所望のγRが得られなかった。
【０１７２】
Ｎｏ．３８は、第一の連続焼鈍時における平均冷却速度（ＣＲ）が小さい例であり、ポリゴナルフェライト及びパーライトが生成した。
【０１７３】
Ｎｏ．４０は、第二の連続焼鈍時における２相温度域温度（Ｔ３）が高い例であり、従来のＴＲＩＰ鋼組織となった。
【０１７４】
Ｎｏ．４４は、上記Ｔ３が低い例であり、所望のγRが得られなかった。
【０１７５】
Ｎｏ．４５は、第二の連続焼鈍時における２相温度域での保持時間（ｔ３）が長い例であり、母相がフェライト組織となり、焼戻マルテンサイトは消失した。
【０１７６】
Ｎｏ．４８は、上記ｔ３が短い例であり、焼戻不足となり、所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。
【０１７７】
Ｎｏ．５０は、第二の連続焼鈍時における平均冷却速度（ＣＲ）が小さい例であり、パーライトが生成した。
【０１７８】
Ｎｏ．５３及び５４は、オーステンパ処理温度（Ｔ４）が低い（即ち、オーステンパ処理を施さない）例であり、マルテンサイトが生成し、所望の組織が得られなかった。
【０１７９】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、約５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超高強度域において、優れた伸びフランジ性および全伸びの両特性を兼ね備えた高強度鋼板、及び、この様な鋼板を効率よく製造することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】同一成分系における焼戻マルテンサイトの硬度と、ポリゴナルフェライトの硬度を対比したグラフである。
【図２】焼戻マルテンサイト及びポリゴナルフェライトの硬度に及ぼすＣ量の影響を示すグラフである。
【図３】本発明における残留オーステナイト（γR）の特徴を模式化した図である。
【図４】本発明鋼板のＥＢＳＰ写真（×１０００）である。
【図５】従来の残留オーステナイト鋼板のＥＢＳＰ写真（×１０００）である。
【図６】（１）の方法における熱延工程を説明した図である。
【図７】（１）の方法における連続焼鈍またはめっき工程を説明した図である。
【図８】（２）の方法における第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図９】実施例１におけるＮｏ．３のＴＥＭ写真である。
【符号の簡単な説明】
１ 旧オーステナイト粒界
２ パケット粒界
３ ブロック境界
４ マルテンサイトラス
Claims (11)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０６〜０．６％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない）
を含有し、
残部：鉄及び不純物であり、且つ、
組織は、母相組織と第２相組織と残部組織からなり、
前記母相組織は、焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で５０％以上、及びフェライトを全組織に対して占積率で５％以上３０％未満含有し、
前記第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で５〜３０％含有すると共に、該残留オーステナイト中のＣ濃度（Ｃγ R）は０．８％以上であり、
前記残部組織は、ベイナイト及び／又はマルテンサイトを全組織に対して占積率で９％以下含有しても良いものであることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。 - 前記残留オーステナイトはラス状を呈しているものである請求項１に記載の高強度鋼板。
- 残留オーステナイト中に占める前記ラス状の残留オーステナイトは、占積率で６０％以上である請求項２に記載の高強度鋼板。
- 更に、質量％で、
Ｍｏ：１％以下 （０％を含まない），
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），
Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）
の少なくとも一種を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 更に、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），
Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）
の少なくとも一種を含有するものである請求項４に記載の高強度鋼板。 - 更に、質量ｐｐｍで、
Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）、及び／又は
ＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）
を含有するものである請求項４または５に記載の高強度鋼板。 - 熱延工程、及び連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより、請求項１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
該熱延工程は、（Ａr3−５０）℃以上の温度で熱延を終了する工程；７００±１００℃の範囲の温度域まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程；該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工程；空冷後、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して巻取る工程を包含し、
該連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 前記連続焼鈍工程は、
Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；（Ａ1点〜６００℃）
の温度まで、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する工程；３００℃以上４８０℃以下の温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含するものである請求項７に記載の製造方法。 - 前記めっき工程の前に、下記関係式（１）を満足する条件でＦｅ系プレめっき処理する工程を包含するものである請求項７または８に記載の製造方法。
０．０６Ｗ≦Ｘ … （１）
［式中、Ｗは溶融Ｚｎめっきの付着量（ｇ／ｍ2）、
ＸはＦｅ系プレめっきの付着量（ｇ／ｍ2）
を夫々意味する］ - 熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより、請求項１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
該第一の連続焼鈍工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含し、
該第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；（Ａ1点〜６００℃）の温度まで、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する工程；３００℃以上４８０℃以下の温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 前記めっき工程の前に、下記関係式（１）を満足する条件でＦｅ系プレめっき処理する工程を包含するものである請求項１０に記載の製造方法。
０．０６Ｗ≦Ｘ … （１）
［式中、Ｗは溶融Ｚｎめっきの付着量 （ｇ／ｍ2）、
ＸはＦｅ系プレめっきの付着量（ｇ／ｍ2）
を夫々意味する］
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