JP5407168B2 - 高強度鋼板の製造方法および高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車、建材、家電製品などに適する極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法および高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法に関する。

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、これまで低強度の鋼板しか用いられてこなかったような複雑形状を有する部品へまで、高強度鋼板を適用しようとするニーズがある。しかしながら、材料の成形性は強度が上昇するのに伴って劣化するので、複雑形状を有する部材へ高強度鋼板を適用するにあたっては、成形性と高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。一口に、成形性と言っても、自動車部材のような複雑形状を有する部材に適用するに当たっては、例えば、延性、張り出し成形性、穴拡げ性等の異なる成形性を同時に具備することが求められる。

特に、自動車用部材は、部材の接合にあたってスポット溶接等を行う必要があり、部材にフランジをつける場合が多い。フランジ部は、切断のままの端面を加工する場合が多く、切断による損傷の影響で特に破断しやすいことから、加工時にこのフランジ部で破断しないことが求められる。
伸びフランジ性は、切断のままの端面を加工することから、材料特性として伸びフランジ性が良好なことと同時に、シャー等の機械切断による端面の損傷が軽微なことが要求される。
伸びフランジ性向上に必要な材料特性は、非特許文献１で示されるように、均一伸びや穴拡げ性である。このことから、均一伸びと穴拡げ性の両方を具備することが求められる。
一方、シャーや打ち抜き端面には、切断の際に介在物を引きずったと考えられる損傷が多数存在し、これが起点となり、伸びフランジ成形時や穴拡げ試験時に割れが生じることが知られている（非特許文献１）。このことから、切断時の端面の損傷を抑制することも極めて重要になる。

薄鋼板の成形性として重要な延性や張り出し成形性は、加工硬化指数（ｎ値）と相関があることが知られており、ｎ値が高い鋼板が成形性に優れる鋼板として知られている。例えば、延性や張り出し成形性に優れる鋼板として、鋼板組織がフェライト及びマルテンサイトから成るＤＰ（Dual Phase）鋼板や、鋼板組織中に残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ（Transformation Induced Plasticity）鋼板がある（特許文献１、特許文献２）。一方、穴拡げ性に優れる鋼板としては、鋼板組織を析出強化したフェライト単相組織とした鋼板やベイナイト単相組織とした鋼板が知られている（特許文献３〜５、非特許文献１）。
ＤＰ鋼板は、延性に富むフェライトを主相とし、硬質組織であるマルテンサイトを鋼板組織中に分散させることで、優れた延性を得ている。また、軟質なフェライトは変形し易く、変形と共に多量の転位が導入され、硬化することから、ｎ値も高い。しかしながら、鋼板組織を軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトより成る組織とすると、両組織の変形能が異なることから、穴拡げ加工のような大加工を伴う成形においては、両組織の界面に微小なマイクロボイドが形成され、穴拡げ性が著しく劣化するという問題を有する。特に、引張最大強度５４０ＭＰａ以上のＤＰ鋼板中に含まれるマルテンサイト体積率は比較的多く、フェライトとマルテンサイト界面も多く存在することから、界面に形成されたマイクロボイドは容易に連結し、亀裂形成、破断へと至る。このことから、ＤＰ鋼板の穴拡げ性は劣位であることが知られている（例えば、非特許文献３）。

鋼板組織が、フェライト及び残留オーステナイトより成るＴＲＩＰ鋼板においても同様に穴拡げ性は低い。これは、自動車部材の成形加工である穴拡げ加工や伸びフランジ加工が、打ち抜き、あるいは、機械切断後、加工を行うことに起因している。ＴＲＩＰ鋼板に含まれる残留オーステナイトは、加工を受けるとマルテンサイトへと変態する。例えば、延引張加工や張り出し加工であれば、残留オーステナイトがマルテンサイトへと変態することで、加工部を高強度化し、変形の集中を抑制することで、高い成形性を確保可能である。しかし、一旦、打ち抜きや切断等を行うと、端面近傍は加工を受けるため、鋼板組織中に含まれる残留オーステナイトがマルテンサイトへと変態してしまう。この結果、ＤＰ鋼板と類似の組織となり、穴拡げ性や伸びフランジ成形性は劣位となる。あるいは、打ち抜き加工そのものが大変形を伴う加工であることから、打ち抜き後に、フェライトと硬質組織（ここでは、残留オーステナイトが変態したマルテンサイト）界面に、マイクロボイドが存在し、穴拡げ性を劣化させていることが報告されている。
あるいは、粒界にセメンタイトやパーライト組織が存在する鋼板も、穴拡げ性は劣位である。これはフェライトとセメンタイトの境界が微小ボイド形成の起点となるためである。
その結果、特許文献３〜５及び非特許文献１に示されるように、穴拡げ性に優れた鋼板の開発は、鋼板の主相をベイナイトもしくは析出強化したフェライトの単相組織とし、かつ、粒界でのセメンタイト相の生成を抑えるため、Ｔｉ等の合金炭化物形成元素を多量に添加し、鋼中に含まれるCを合金炭化物とすることで、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板が開発されてきた。

鋼板組織をベイナイト単相組織とする鋼板は、鋼板組織をベイナイト単相組織とするため、冷延鋼板の製造にあたっては、一旦、オーステナイト単相となる高温まで加熱せねばならず、生産性が悪い。また、ベイナイト組織は転位を多く含む組織であることから、加工性に乏しく、延性や張り出し性を必要とする部材へは適用し難いという欠点を有していた。
また、析出強化したフェライトの単相組織とした鋼板は、Ｔｉ、ＮｂあるいはＭｏ等の炭化物による析出強化を利用して鋼板を高強度化すると共に、セメンタイト等の形成を抑制することで、７８０ＭＰａ以上の高強度と、優れた穴拡げ性の両立が可能なものの、冷延及び焼鈍工程を経る冷延鋼板では、その析出強化が活用し難いという欠点を有する。即ち、析出強化は、フェライト中に、ＮｂやＴｉ等の合金炭化物が整合析出することで成し遂げられる。
冷延及び焼鈍を伴う冷延鋼板においては、フェライトは加工され、焼鈍時に、再結晶することから、熱延板段階で整合析出していたＮｂやＴｉ析出物との方位関係が失われるため、その強化能が大幅に減少してしまい強度確保が難しい。また、ＮｂやＴｉは、再結晶を大幅に遅延することが知られており、優れた延性確保のためには、高温焼鈍が必要となり生産性が悪い。また、熱延鋼板並みの延性が得られたとしても、析出強化鋼は、その延性や張り出し成形は、ＤＰ鋼板に比較し劣位であり、大きな張り出し性を必要とする部位への適用はできない。加えて、ＮｂやＴｉなどの高価な合金炭化物形成元素を多量に添加せねばならず、コスト高を招くという問題も有している。

これら欠点を克服し、延性と穴拡げ性確保を図った鋼板として、特許文献６及び７に記載の鋼板が知られている。これらは、鋼板組織を、一旦、フェライトとマルテンサイトよりなる複合組織とし、その後、マルテンサイトを焼き戻し軟質化することで、組織強化により得られる強度-延性バランスの向上と穴拡げ性の向上を同時に得ようとするものである。しかしながら、マルテンサイトの焼き戻しにより、硬質組織を軟化させたとしても、依然として、マルテンサイトは硬質であることから、穴拡げ性劣化を避けることが出来ない。加えて、マルテンサイトの軟化により、強度低下が生じることから、強度低下を補うためマルテンサイト体積率を増加させねばならず、硬質組織分率増加に伴う穴拡げ性の劣化が引き起こされるという問題を有していた（特許文献７）。
また、冷却終点温度が変動すると、マルテンサイト体積率がばらつくことから、材質がばらつき易いという問題を有していた。これら問題を解決する手段として、あるいは、十分なマルテンサイト体積率を確保するため、水槽等を用いて室温まで焼き入れることで、十分な量のマルテンサイト体積率の確保を行う場合があるが、水等を用いた冷却を行うと、鋼板の反りや切断後のキャンバー等の形状不良を生じ易い。これら形状不良の原因は、単なる板の変形のみに依るのではなく、冷却時の温度ムラに起因した残留応力を原因とする場合があり、板形状としては良好でも、切断後に反りやキャンバーといった形状不良を引き起こす場合がある。また、後工程で矯正しがたいという課題も有している。このことから、材質確保の点だけでなく、使い易さの観点でも課題がある。
このように、延性や張り出し成形性、あるいは、穴拡げ性の確保に必要な鋼板組織が極めて異なっていることから、これら特性を同時に具備することは、極めて難しい。
加えて、これら鋼板は、伸びや穴拡げ性といった材料特性向上に注意を払っているものの、シャーやポンチによる打ち抜きと言った機械加工による端面損傷や、これによる特性劣化に注意を払った研究ではない。
ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ３９９ ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ４１１ ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ３９１ 特開昭５３−２２８１２号公報 特開平１−２３０７１５号公報 特開２００３-３２１７３３号公報 特開２００４−２５６９０６号公報 特開平１１−２７９６９１号公報 特開昭６３−２９３１２１号公報 特開昭５７−１３７４５３号公報

上記したように、伸びフランジ性向上のためには、延性や穴拡げ性といった材料特性の向上に加え、切断した端面の性状の改善は必要不可欠である。
本発明は、延性や穴拡げ性と言った材料特性向上と同時に、切断後の端面損傷を抑制に考慮して行われたものであり、その目的は、ＤＰ鋼並み優れた延性と、単一組織並みの優れた穴拡げ性を持つと同時に、切断後の端面の損傷が極めて軽微な特徴を有する極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法および高強度電気亜鉛系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を目的とした本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明は、質量％で、Ｃ ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ ：０．００１〜０．０３％、Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する鋳造スラブを質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．００１４〜０．０３２％、の化学成分を有する溶鋼から鋳造するに当たって、溶鋼中にノズルを浸漬させ、Ａｒガスを２〜３０ ｌ／分の吹込量で吹き込みつつ鋳造することにより、内部に含まれる５μｍ超のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌのいずれかの酸化物とＭｎの硫化物からなる介在物の個数密度が１５個／ｍｍ^２未満である鋳造スラブを製造し、この鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃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、最高加熱温度７６０〜８７０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法。
（２）本発明は、前記鋳造スラブとして、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満、を含有する鋳造スラブとすることを特徴とする（１）に記載の強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法。

（３）本発明は、前記鋳造スラブとして、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する鋳造スラブとすることを特徴とする（１）または（２）に記載の強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法。
（４）本発明は、前記６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきを施すことを特徴とする（１）〜（３）の何れかに記載の強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法。
（５）本発明は、前記亜鉛めっきを施した後、合金化処理を施すことを特徴とする（４）に記載の強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法。

（６）本発明は、（５）に記載の製造方法で高強度鋼板を製造したのち、亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、鋼板成分、焼鈍条件を制御することにより、鋼板組織が主としてフェライトとベイナイトからなり、鋼板中に含まれる５μｍ超の非金属介在物の個数密度を１５個／ｍｍ^２以下とした鋼板とすることができるようになり、それ故、引張り最大強度で５４０ＭＰａ以上の優れた延性と極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板を安定して得ることができる。
即ち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏの含有量を規定範囲とし、引張り最大強度で５４０ＭＰａ以上の優れた強度を発揮できると同時に、主としてフェライトとベイナイトからなり、鋼板中に含まれる５μｍ超の非金属介在物の個数密度を１５個／ｍｍ^２以下とすることで極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板を安定して提供することができる。

本発明の高強度鋼板の製造方法によれば、鋼板成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏの含有量を規定範囲とし、主としてフェライトとベイナイトからなり、鋼板中に含まれる５μｍ超の非金属介在物の個数密度を１５個／ｍｍ^２以下とした極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板を製造するには、熱間圧延工程と冷間圧延工程を経た後、焼鈍時の条件として最高加熱温度を規定し、焼鈍後の６３０℃〜５７０℃間の冷却速度と４５０℃〜３００℃間の温度域での保持条件を規定することにより目的の高強度鋼板を製造することができる。
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、前述の条件に加え、Ｚｎめっき浴に浸漬する前後の少なくとも一方において、亜鉛めっき浴温度＋５０℃〜３００℃の温度域での保持条件を規定することにより実現することができる。

また、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、前述の条件に加えて合金化処理を行うとともに、Ｚｎめっき浴に浸漬する前後の少なくとも一方において、亜鉛めっき浴温度＋５０℃〜３００℃の温度域での保持条件を規定することにより実現することができる。

本発明者等は、伸びフランジ性に優れた鋼板を開発すべく鋭意検討を行った。その結果、従来、知見されているような鋼板組織の制御を行ったとしても、必ずしも、伸びフランジ性は向上しないこと、あるいは、従来、伸び等の劣化の原因となると言われている介在物サイズよりも遥かに小さな介在物が、端面の損傷を助長し、穴拡げ性を劣化させていることを突き止めた。この結果、５μｍ以上の介在物の個数密度を１５個／ｍｍ^２以下とすることで、大幅な端面損傷の改善と伸びフランジ性向上が図られることを見出した。
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、鋼板の組織の限定理由について述べる。
本発明者等は、鋭意検討を進めた結果、鋼板組織をフェライトとベイナイトやマルテンサイトなどの硬質組織よりなる組織とすると共に、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質組織とフェライトの硬度差を低減させつつ、介在物個数を低減することによる端面損傷を改善することで大幅な伸びフランジ性向上が可能なことを見出した。特に、端面損傷の改善による亀裂形成サイトの抑制と、硬質組織と軟質組織間の硬度差低減による亀裂伝播抑制を同時に行うことで、大幅な伸びフランジ性向上が達成可能なことを見出した。

まず、鋼番号Ａの組成を有し、かつ、Ａｒ吹き込みを行わなかった鋼番号Ａ−４の鋼板において、切断後の端面を観察したところ、図１の端面組織写真に示すような多数のＩ型ディンプルと呼ばれる損傷が観察されると共に、端面損傷と介在物個数密度、穴拡げ率には明確な相関が得られることを知見した。特に、端面損傷と介在物個数密度の関係を調査したところ、延性劣化の原因となると言われている介在物サイズより、遥かに小さい５μｍ以上の介在物個数密度と最も良い相関が得られた。同時に、脱酸方法を制御することで、５μｍ以上の介在物個数を低減することで、顕著な穴拡げ性向上が見られた。このことから、５μｍ以上の介在物個数密度を低減することが望ましい。
ここで、５μｍ以上の介在物個数密度を１５個／ｍｍ^２以下と限定したのは、５μｍ以上の介在物個数密度を１５個／ｍｍ^２以下とすることで顕著な穴拡げ性の向上効果が見られたためである。５μｍ以上の介在物個数密度と穴拡げ性に相関が見られた原因としては、次のような原因によるものと考えられる。
例えば、１０μｍを超える介在物個数密度は、小さく、穴拡げ試験のような１０ｍｍφの穴を打ち抜く加工では、端面に介在物が存在する可能性が極めて少ない。この結果、多数の穴拡げ試験を行った場合の穴拡げ試験値のばらつきとしては、測定可能なものの少ない試験数で行う試験においては検出し難いものと推定される。

また、５μｍ以下の介在物が悪影響を及ぼし難い原因としては、複合組織鋼板としての組織のサイズに原因があると考えられる。例えば、鋼板組織をフェライト及びマルテンサイトとするＤＰ鋼において、硬質組織であるマルテンサイトのサイズは５μｍ以下と小さいことから、マルテンサイトそのものが介在物と同様の役割を果たすものと考えられる。このことから５μｍ以下の介在物個数密度と相関が得難かったものと考えられる。介在物の個数密度を１５個／ｍｍ^２以下としたのは、顕著な穴拡げ性向上効果が見られたためであり、好ましくは９個／ｍｍ^２以下、更に好ましくは、６個／ｍｍ^２以下にすることが望ましい。

ここで言う介在物とは、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、マンガンシリケート等の酸化物やＭｎＳ等の硫化物を示す。特に、５４０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、延性を高めるため、組織強化を活用する場合が多く、ＳｉやＭｎを多く含む場合がある。この結果、これら元素を含まない軟鋼板に比較し、これら酸化物や硫化物が存在し易い。また、精錬の段階で酸素濃度が高い場合、鋳造時に溶鋼温度が低下する際に、これら酸化物が形成する場合があり、転炉にて酸化物の除去を行ったとしても、鋳造時に生成する酸化物の除去は難しいという問題を有していた。これら酸化物ができる機構は次のように考えられる。
溶鋼の温度が高いと、酸素の固溶限は高い。一方、低温になると固溶限は大きく低下する。その結果、鋳造段階で溶鋼中に固溶できなくなった酸素が大量に放出され、それら酸素は、Ｆｅよりも酸化しやすいＳｉ、Ｍｎ、Ａｌと結びつき、鋼中に酸化物を形成するものと考えられる。これら酸化物は、形成温度が低いため、転炉で形成する酸化物に比べ微細であり、除去も難しい。そこで、本発明では鋳造中に、溶鋼中にＡｒガスを吹き込むことでこれら酸化物の除去を行った。

介在物の個数密度の測定は、光学顕微鏡、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）等を用いて行うことが出来る。特に、介在物の組成と個数密度の測定を同時に行う場合は、ＳＥＭを用いた観察を行うことが望ましい。介在物の測定にあたって、鋼板圧延方向断面また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倍の走査型電子顕微鏡により定量化が可能である。なお、熱間圧延及び冷間圧延を経た鋼板中に存在する介在物は、伸ばされたり、破砕されている場合が多く、圧延方向に伸びたり、点列状に並んでいる場合が多く、圧延方向に平行な方向から、あるいは、垂直な方向から観察した場合、分布形態や形状が異なる。また、穴拡げ試験時の亀裂は、介在物が伸びた方向である圧延方向に沿って入りやすいことから、圧延方向に垂直な面の介在物個数密度と相関を取る必要がある。そこで、本発明では、圧延方向垂直面の介在物個数密度の測定を行った。なお、個数密度の測定にあたっては、各３０視野測定を行い定量化を行った。

次に、鋼板の組織の限定理由について述べる。
鋼板組織をフェライトと硬質組織の複相組織とするのは、優れた延性を得るためである。軟質なフェライトは、延性に富むことから、優れた延性を得るためには必須である。加えて、適度な量の硬質組織を分散させることで、優れた延性を確保しながら、高強度化が可能である。優れた延性を確保するためには、フェライトを主相とする必要がある。また、残留オーステナイトを含んでも良い。残留オーステナイトは、変形時にマルテンサイトへと変態することで、加工部を硬化し、変形の集中を妨げる。その結果、特に優れた延性が得られる。

硬質組織は、ベイナイト組織を５０％以上とすることが望ましい。
ベイナイト組織は、マルテンサイトに比較し、軟質であることが知られている。そこで、硬質組織を軟質なベイナイト組織とすることで、穴拡げ加工時のフェライト及び硬質組織界面へのマイクロボイド形成を抑制することが出来る。硬質組織におけるベイナイト組織を５０％以上としたのは、硬質組織の体積率の５０％未満であれば、マルテンサイトや残留オーステナイトが十分離れて分散しており、穴拡げ加工時に亀裂伝播のサイトにならないと考えられるためである。
また、硬質組織の体積率は、５％以上とすることが望ましい。これは、硬質組織の体積率が５％未満では、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しいためである。上限は特に定めることなく本発明の効果である優れた延性と穴拡げ性は具備されるが、５９０〜１０８０ＭＰａの引張強度（ＴＳ）範囲であれば、延性と穴拡げ性あるいは、伸びフランジ性の両立を図るため体積率５０％超のフェライトを含むことが望ましい。

また、鋼板組織としては、フェライト及びベイナイトの複合組織とすることを基本とするが、その他の硬質組織として、残留オーステナイト、マルテンサイト、セメンタイト及びパーライト等を含有しても良い。
上記ミクロ組織の各相、フェライト、パーライト、セメンタイト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面また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倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。また、ＦＥＳＥＭ-ＥＢＳＰ法を用いた結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織の判別は可能である。

本発明において、引張最大強さ（ＴＳ）を５４０ＭＰａ以上としたのは、この強度未満であれば、フェライト単相鋼に、固溶強化を用いた高強度化を図ることで、５４０ＭＰａ未満のＴＳと優れた延性及び穴拡げ性の両立を図ることが出来るためである。特に、５４０ＭＰａ以上のＴＳ確保を考えた場合、優れた延性確保のためには、マルテンサイトや残留オーステナイトを用いた強化を行う必要があり、穴拡げ性の劣化が顕著となるためであり、このＴＳ５４０ＭＰａ以上の鋼板において穴拡げ性の特性を向上させることが本発明において重要となる。
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。

次に、本発明の成分限定理由について述べる。
Ｃ ：０．０５％〜０．２０％
Ｃは、ベイナイトやマルテンサイトを用いた組織強化を行う場合、必須の元素である。Ｃが０．０５％未満では、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しいことから、下限値を０．０５％とした。一方、Ｃの含有量を０．２０％以下とする理由は、Ｃが０．２０％を超えると、硬質組織体積率が多くなりすぎてしまい、フェライト及び硬質組織界面も増えることから、マイクロボイドの連結が容易となり、穴拡げ性を劣化させるためである。また、フェライト組織分率が５０％を下回りやすくなり、優れた延性確保も難しい。
大部分の硬質組織とフェライトの結晶方位差を９°以下としても、不可避的に存在する上記結晶方位関係を持たない硬質組織の体積率が多くなりすぎてしまい、界面での歪集中やマイクロボイド形成を抑制できず、穴拡げ値が劣位となるためである。
Ｓｉ：０．３〜２．０％
Ｓｉは強化元素であるのに加え、セメンタイトに固溶しない事から、粒界での粗大セメンタイトの形成を抑制する。０．３％未満の添加では、固溶強化による強化が期待できない、あるいは、粒界への粗大セメンタイトの形成が抑制できないことから０．３％以上添加する必要がある。一方で、２．０％を越える添加は、残留オーステナイトを過度に増加せしめ、打ち抜きや切断後の穴拡げ性や伸びフランジ性を劣化させる。このことから上限は２．０％とする必要がある。加えて、Ｓｉの酸化物は、溶融亜鉛めっきとの濡れ性が悪いことから、不メッキの原因となる。そこで、溶融亜鉛めっき鋼板の製造にあたっては、炉内の酸素ポテンシャルを制御し、鋼板表面へのＳｉ酸化物形成を抑制するなどが必要となる。

Ｍｎ：１．３〜２．６％
Ｍｎは、固溶強化元素であるのと同時に、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。１．３％未満ではパーライト変態の速度が速すぎてしまい、鋼板組織をフェライト及びベイナイトの複合組織とすることが出来ず、５４０ＭＰａ以上のＴＳが確保出来ない。また、穴拡げ性も劣る。このことから、下限値を１．３％以上とする。一方、Ｍｎを多量に添加すると、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことから、その上限を２．６％とした。
Ｐ：０．００１〜０．０３％
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。０．０３％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０３％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
Ａｌ：０．１０％未満
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良い。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系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ添加の上限を０．１％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。

Ｎ：０．０００５〜０．０１％
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。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、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
Ｏ：０．０００５〜０．００７％
Ｏは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。これは、Ｏが０．００７％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．００７％以下とした。０．０００５％と未満とすることは、製鋼時の脱酸などに手間が掛かり、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限とした。ただし、Ｏを０．０００５％未満としたとしても、本発明の効果である５４０ＭＰａ以上のＴＳと優れた延性を確保可能である。
Ｂ：０．０００１〜０．０１０％
Ｂは、０．０００１％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が０．０１０％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を０．０１０％とした。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１％とした。

Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１％とした。
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限は１％であるが、０．３％以下がより好ましい。
Ｎｂ：Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｖ：Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％添加できる。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０００１％以上含有することで、脱酸後の酸化物サイズを低下可能であり、穴拡げ性向上に寄与する。
しかしながら、含有量が合計で０．５％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で０．０００１〜０．５％とした。なお、ＲＥＭとは、Rare Earth Metalの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。

次に、本発明鋼板の製造条件の限定理由について説明する。
介在物の個数密度低減するためには、鋳造時に溶鋼にＡｒを吹き込みつつ鋳造する必要がある。介在物は、鋳造時に形成するもの、転炉での精錬の際に除去できなかったもののいずれの介在物除去にも効果がある。この際のＡｒの吹き込み量は、２〜３０ ｌ／分とすることが望ましい。これは、吹き込み量が２ ｌ／分未満では、介在物除去効果が小さく、吹き込み量が３０ ｌ／分を超えると、介在物除去効果が飽和するばかりか、経済上不利になると共に、過度のＡｒの吹き込みは、鋳造時の溶鋼表面を不安定にし、鋳造を困難とするためである。また、吹き込みガスをＡｒとしたのは、溶鋼と反応しない不活性ガスであるためである。ＮやＯは、Ｆｅや添加した合金元素と反応し、窒化物や酸化物、即ち、介在物を形成することから好ましくない。一方、Ｈｅは、高価であることから経済上好ましくない。

以下に詳細な製造条件の限定理由に関して述べる。
熱延スラブ加熱温度は、１０５０℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ってしまいフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均一な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均一な組織は解消されず、延性や穴拡げ性に劣る。また、本発明に係る鋼板は、焼鈍後に５４０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するため、比較的多量の合金元素を添加していることから、仕上げ圧延時の強度も高くなりがちである。スラブ加熱温度の低下は、仕上げ圧延温度の低下を招き、更なる圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招く懸念があることから、スラブ加熱温度は、１０５０℃以上とする必要がある。スラブ加熱温度の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、Ａｒ３変態点以上にする必要がある。仕上げ圧延温度がオーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ａｒ３変態温度以上が望ましい。
なお、Ａｒ３変態温度は合金組成に応じて次の式により計算し、把握することができる。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）

一方、仕上げ温度の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、仕上げ圧延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するため、スラブ加熱温度を過度に高温にせねばならない。このことから、仕上げ圧延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが望ましい。
熱間圧延後の巻き取り温度は６７０℃以下にすることが好ましい。６７０℃を超えると熱延組織中に粗大な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、最終製品の延性が劣化する。焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させる、更には、第二相を均一分散させ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。また、６７０℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。下限については特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質の下限となる。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、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性向上のためには重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。

酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜７０％で冷間圧延して、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインを通板する。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これを下限とする。一方、７０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。圧下率４５〜６５％がより好ましい範囲である。圧延パスの回数、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。
冷間圧延後、最高加熱温度７６０〜８７０℃の間で焼鈍する。７６０℃未満では、セメンタイトやパーライトからオーステナイトへの逆変態に過度の時間を要するためである。加えて、最高到達温度が、７６０℃未満では、セメンタイトやパーライトの一部がオーステナイトへと変態できず、焼鈍後も鋼板組織中に残存してしまう。このセメンタイトやパーライトは粗大であることから、穴拡げ性の劣化を引き起こすことから好ましくない。あるいは、オーステナイトが変態して出来たベイナイトやマルテンサイト、あるいは、オーステナイトそのものが加工時にマルテンサイトへと変態することで、５４０ＭＰａ以上の強度を達成可能であることから、セメンタイトやパーライトの一部がオーステナイトへと変態しないと、硬質組織が少なくなりすぎてしまい５４０ＭＰａ以上の強度を確保することが出来ない。このことから、最高加熱温度の下限は７６０℃とする必要がある。一方、過度に加熱温度を上げることは、経済上好ましくない。このことから加熱温度の上限を８７０℃とすることが望ましい。

本発明では、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却する必要がある。冷却速度が小さすぎると、冷却過程にてオーステナイトがパーライト組織へと変態することから、５４０ＭＰａ以上の強度に必要な量の硬質組織を確保できない。冷却速度を大きくしたとしても、材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。
本発明では、引き続き４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持する必要がある。これは、オーステナイトを、ベイナイトへと変態させるためである。４５０℃超の温度域にて保持を行うと、粗大なセメンタイトが粒界に析出するため、穴拡げ性が大幅に劣化する。このことから上限温度を４５０℃とする。一方、保持温度が３００℃未満では、ベイナイト変態がほとんど起こらず、オーステナイトはその後の冷却過程にて、マルテンサイトへと変態することとなる。その結果、フェライト及びベイナイトよりなる組織とすることが出来ず、穴拡げ性が大幅に劣化する。このことから３００℃が下限の温度である。

保持時間が４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒未満では、ベイナイト組織が形成したとしても、その体積率は、十分でなく、残ったオーステナイトが引き続き行われる冷却過程でマルテンサイトへと変態することから、穴拡げ性に劣る。このことから滞留時間の下限は３０秒以上とする。滞留時間の上限は特に定めることなく、本発明の効果を得ることが出来るが、滞留時間の増加は、有限の長さを有する設備での熱処理を考えた場合、通板速度を落とした操業を意味することから、経済性が悪く好ましくない。
なお、保持とは等温保持のみさすのではなく、４５０〜３００℃の温度域で滞留させることを意味する。即ち、一旦、３００℃に冷却した後、４５０℃まで加熱しても良いし、４５０℃に冷却後３００℃まで冷却しても良い。
熱処理後には、表面粗度の制御、板形状制御、あるいは、降伏点伸びの抑制のためには、スキンパス圧延を行うことが望ましい。その際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、これが下限となる。１．５％超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、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の最高加熱温度も、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、７６０〜８７０℃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３℃／秒以上で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より４０℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲とすることが望ましい。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。ただし、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良い。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、炭化物が形成し硬質組織（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト）体積率を減少させ、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しくなるので、これが実質的な上限である。

めっき浴浸漬前、あるいは、浸漬後のいずれか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持する付加的な熱処理を行う必要がある。熱処理温度の上限を（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃としたのは、この温度以上では、セメンタイトやパーライトの形成が顕著となり、硬質組織の体積率を減じることから、５４０ＭＰａ以上の強度確保が困難となるためである。一方、３００℃未満では、ベイナイト変態の進行が遅すぎてしまい、組織をフェライト及びベイナイトよりなる組織とすることが出来ない。このことから下限は、３００℃以上とする。
保持時間は３０秒以上とする必要がある。保持時間が３０秒未満では、ベイナイト組織が形成したとしても、その体積率は、十分でなく、残ったオーステナイトが引き続き行われる冷却過程でマルテンサイトへと変態することから、穴拡げ性に劣る。このことから滞留時間の下限は３０秒以上とする。滞留時間の上限は特に定めることなく、本発明の効果を得ることが出来るが、滞留時間の増加は、有限の長さを有する設備での熱処理を考えた場合、通板速度を落とした操業を意味することから、経済性が悪く好ましくない。保持時間とは、単に等温保持のみを意味するのではなく、この温度域での滞留を意味し、この温度域での除冷や加熱も含まれる。

また、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度範囲での３０秒以上の付加的な熱処理も、めっき浴浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で行っても構わない。これは体積率５％以上の硬質組織を確保できるのであれば、いずれの条件で付加的な熱処理を行ったとしても、本発明の効果である５４０ＭＰａ以上の強度と、優れた延性並びに穴拡げ性が得られるためである。
熱処理後には、表面粗度の制御、板形状制御、あるいは、降伏点伸びの抑制のためには、スキンパス圧延を行うことが望ましい。その際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、これが下限となる。１．５％超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
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の単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。

さらには、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、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「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、いず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、延性及び穴拡げ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。有機皮膜や上層めっきを行ったとしても、本発明の効果は得られる。
また、本発明の成形性と穴拡げ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、その一部ある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。

「実施例１」
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す各種成分を有する各スラブを製造する場合、鋳造時の溶鋼にＡｒガスを表２、表３に示す吹き込み量にて吹き込み、鋳造するとともに、得られた各スラブについて、１２００℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２、表３に示す温度で巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷間圧延を行い、冷延板とした。

「実施例２」
これらの冷延板に表２、表３に示す条件で焼鈍熱処理を行い、焼鈍設備により焼鈍を行った。炉内雰囲気は、ＣＯとＨ₂を複合した気体を燃焼させ発生したＨ₂Ｏ、ＣＯ₂を導入する装置を取り付け、露点を−４０℃としたＨ₂を１０体積％含むＮ₂ガスを導入し、表２、表３で示す条件で焼鈍を行った。
また、めっき鋼板に関しては、連続溶融亜鉛めっき設備により焼鈍とめっきを行った。焼鈍条件並びに炉内雰囲気は、めっき性を確保するため、ＣＯとＨ₂を複合した気体を燃焼させ発生したＨ₂Ｏ、ＣＯ₂を導入する装置を取り付け、露点を−１０℃としたＨ₂を１０体積％含むＮ₂ガスを導入し、表２、表３で示す条件で焼鈍を行った。特に、Ｓｉを多く含む鋼番号Ｂ、Ｅ、Ｆにおいて、上記、炉内雰囲気制御を行わないと、不めっきや合金化の遅延を生じ易いことから、Ｓｉ含有量が高い鋼に溶融めっき、及び、合金化処理を行う場合、雰囲気（酸素ポテンシャル）制御を行う必要がある。その後、一部の鋼板については、４８０〜５４０℃の温度範囲にて合金化処理を行った。めっき鋼板の溶融亜鉛めっきの目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ²とした。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。

「実施例３」
得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張最大応力（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。その結果を表４、表５に示す。

なお、本鋼板は、フェライトと硬質組織より成る複合組織鋼板であり、降伏点伸びが出現しない場合が多い。このことから、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。ＴＳ×Ｅｌが、１６０００（ＭＰａ×％）以上となるものを強度-延性バランスが良好な高強度鋼板とした。
穴拡げ率（λ）は、直径１０ｍｍの円形穴を、クリアランスが１２．５％となる条件にて打ち抜き、かえりがダイ側となるようにし、６０°円錐ポンチにて成形し、評価した。各条件とも、５回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡げ率とした。ＴＳ×λが、４００００（ＭＰａ×％）以上となるものを、強度-穴拡げ性バランスが良好な高強度鋼板とした。
この良好な強度-延性バランス、並びに、良好な強度-穴拡げ性バランスを同時に具備するものを、穴拡げ性と延性のバランスが優れた高強度鋼板とした。

また、介在物個数密度と、打ち抜き後の端面損傷の関係を調査するため、打ち抜き後の端面の観察を行い端面の評点付けを行った。介在物個数密度が多いと、打ち抜き時に介在物を引きずったと思われるＩ型ディンプルと呼ばれる板厚方向に伸びた傷（図１の金属組織写真参照）が多い。そこで、板厚方向に存在するＩ型ディンプルの個数密度を調査した。ただし、介在物は、圧延方向に伸びたり、点列状に配列していることから、観察面によって破面の形状が異なる。そこで、穴拡げ試験の際に、打ち抜き亀裂起因での亀裂が最も形成し易い、圧延方向に垂直な面を観察した。
打ち抜き端面の損傷は、上記のようにして調査し、以下の評点付けを行った。
○：個数密度１５個／ｍｍ^２以下
△：個数密度１５〜２０個／ｍｍ^２以上
×：個数密度２０個／ｍｍ^２以上
なお、表４と表５に示す如く介在物個数密度、圧延方向垂直な断面の損傷、穴拡げ値には、相関があった。

表４または表５に示す鋼番号Ａ−１〜３、５、７、９、１１、１２Ｂ-１、４、５、Ｃ−１、３、Ｄ−１、３、５、Ｅ−１、２、Ｆ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、４、５の試料は、鋼板の化学的成分が本発明で規定する範囲内にあり、かつ、製造条件も本発明で規定する範囲内にある。
この結果、鋼板組織が主としてフェライトとベイナイトからなり、鋼板中に含まれる５μｍ超の非金属介在物の個数密度が１５個／ｍｍ^２以下であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板を提供することができる。
一方、表４または表５に示す鋼番号Ａ−４、１０、１３、Ｂ−２、Ｃ−２、Ｄ−２、４、６、Ｅ−３、Ｆ−２、Ｇ−２、Ｈ−２、Ｉ−２、６、Ｊ−１の試料は、鋳造時のＡｒガス吹き込みを行わなかった試料であるが、いずれの試料も介在物個数密度が１５個／ｍｍ^２を超えて大きく、破断面損傷の結果×か△となった。
表４または表５に示す鋼番号Ａ−８の試料は熱延巻取温度が７２０℃であり、高すぎる例、焼鈍温度も低すぎる例であるが、ＴＳ・Ｅｌの値が低くなった。
表４または表５に示す鋼番号Ａ−１５の試料は、６３０〜５７０℃間平均冷却速度が０．４℃／ｓと低い試料であるが、ＴＳ・ＥＩの値が小さくなった。
表４または表５に示す鋼番号Ａ−６、Ｂ−３、Ｅ−４、Ｇ−３、Ｈ−３、Ｉ−３の試料は、いずれも熱処理温度が低い試料であるが、ＴＳ・λの値が低くなった。

表４または表５に示す鋼番号Ｋ−１の試料は、Ｃが多すぎる試料であり、ＴＳが低下し、鋼番号Ｌ−１〜３はＭｎが多い試料であるが、いずれもＥＩの値が低下した。
以上のことから本願発明に従う試料であれば、鋼板組織が主としてフェライトとベイナイトからなり、鋼板中に含まれる５μｍ超の非金属介在物の個数密度が１５個／ｍｍ^２以下であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上であり、ＥＩの値に優れ、ＴＳ・ＥＩの値に優れ、ＴＳ・λの値にも優れた伸びフランジ性に極めて優れた高強度鋼板を提供できることが判明した。

本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な引張り最大強度５４０ＭＰａ以上であり、優れた伸びフランジ性を同時に具備する極めて成形性の優れた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部材や、補強用部材、足回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。

図１は鋼板の破断面においてＩ型ディンプルと称される多数の損傷部分が生じた組織を示す金属組織写真。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する鋳造スラブを
   質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．００１４〜０．０３２％、の化学成分を有する溶鋼から鋳造するに当たって、
   溶鋼中にノズルを浸漬させ、Ａｒガスを２〜３０ ｌ／分の吹込量で吹き込みつつ鋳造することにより、内部に含まれる５μｍ超のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌのいずれかの酸化物とＭｎの硫化物からなる介在物の個数密度が１５個／ｍｍ ^２ 未満である鋳造スラブを製造し、この鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃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、最高加熱温度７６０〜８７０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法。
2. 前記鋳造スラブとして、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満、を含有する鋳造スラブとすることを特徴とする請求項１に記載の強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法。
3. 前記鋳造スラブとして、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する鋳造スラブとすることを特徴とする請求項１または２に記載の強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法。
4. 前記６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法。
5. 前記亜鉛めっきを施した後、合金化処理を施すことを特徴とする請求項４に記載の強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の製造方法。
6. 請求項１に記載の製造方法で高強度鋼板を製造したのち、亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする強度−延性バランスおよび強度−穴拡げ性バランスに優れ、極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。

Images