JP6032299B2 - 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、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、並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主に自動車車体の構造部品に供して好適な高強度鋼板、高強度めっき鋼板、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、並びにそれらの製造方法に関し、特に、７８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、剛性のみならず、深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度高ヤング率鋼板を得ようとするものである。

近年、地球環境問題への関心の高まりを受けて、自動車での排ガス規制が要請されるなど、自動車における車体の軽量化は極めて重要な課題となっている。
ここで、車体軽量化には、鋼板の高強度化により鋼板の板厚を減少させること（薄肉化）が有効な方法である。最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であっても、板厚が２．０ｍｍを下回るような薄鋼板を積極的に適用しようという動きがある。しかし、薄肉化による車体剛性の低下も同時に問題になってきており、自動車の構造部品の剛性は、一層の向上が課題になってきている。構造部品の剛性は、断面形状が同じならば、鋼板の板厚とヤング率で決まるため、軽量化と構造部品の剛性を両立させるには、鋼板のヤング率を高めることが有効である。

鋼板のヤング率は、鋼板の集合組織に大きく支配され、体心立方格子である鉄の場合は、原子の稠密方向である＜１１１＞方向に高く、逆に原子密度の小さい＜１００＞方向に低いことが知られている。結晶方位に異方性のない通常の鉄のヤング率は約２０６ＧＰａであることが知られているが、結晶方位に異方性を持たせ、特定方向の原子密度を高めることで、その方向のヤング率を高めることができる。しかし、自動車車体の剛性を考える場合には、様々な方向から荷重が加わるため、特定方向のみでなく、各方向に高いヤング率を有する必要がある。

他方、鋼板の高強度化は成形性の低下を招く。そのため、鋼板の高強度化と優れた成形性を両立させることは難しく、高強度と優れた成形性を併せ持つ鋼板も望まれている。
このような要望に対して、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．１〜１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、２０〜８５％の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することで、フェライト単相のミクロ組織を有し、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、かつ圧延方向に対して９０°方向のヤング率が２３０ＧＰａ以上、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向の平均ヤング率が２１５ＧＰａ以上であることを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板の製造方法が提案されている。

特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．５％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＮｂ：０．０２〜０．４０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、５０％以上の圧下率で冷間圧延した後、再結晶焼鈍することで、フェライトとマルテンサイトの混合組織を有し、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上であることを特徴とする加工性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法が提案されている。

特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０５０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．５％、Ｎ：０．０１％以下およびＮｂ：０．０３〜０．３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延後に冷間圧延し、再結晶焼鈍することで、フェライト相の面積率が５０％以上、およびマルテンサイト相の面積率が１％以上を含む鋼組織を有し、圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上、平均ｒ値が１．３以上であることを特徴とする高強度鋼板の製造方法が提案されている。

特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．１５％およびＴｉ：０．０１〜０．１５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、４０〜７５％の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することで、フェライト相の面積率が５０％以上であるミクロ組織を有し、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、ＴＳ×穴拡げ率λとの積ＴＳ×λ≧２３０００ＭＰａ・％、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率が２３５ＧＰａ以上であることを特徴とする穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法が提案されている。

特開２００７−０９２１３０号公報 特開２００６−１８３１３１号公報 特開２００５−１２０４７２号公報 特開２００８−２４０１２３号公報

しかしながら、特許文献１に記載の技術では、引張強さ７８０ＭＰａ以上を達成するためには、例えばその実施例を参照すると、Ｖを０．４質量％、Ｗを０．５質量％と、高価な元素を添加することが必要である。また、さらなる高強度化を図るにはＣｒやＭｏ等の高価な元素の活用がさらに必要不可欠であるため、合金コストが増加するという問題があった。

特許文献２に記載の技術では、鋼板の一方向のみのヤング率を高めることには有効であるが、各方向に高いヤング率を有する鋼板が必要とされる自動車の構造部品の剛性向上には適用できない。

特許文献３に記載の技術では、剛性と加工性に優れることを開示しており、加工性の中でも、とりわけ深絞り性に優れることを開示しているが、ＴＳが６６０ＭＰａ程度と低い。

特許文献４に記載の技術では、剛性と加工性に優れることを開示しており、加工性の中でも、とりわけ穴広げ性に優れることを開示しているが、圧延方向に対して直角方向のヤング率のみが規定されており、鋼板の一方向のみのヤング率を高めることには有効であるが、各方向に高いヤング率を有する鋼板が必要とされる自動車の構造部品の剛性向上には適用できない。

さらに、特許文献１〜４に記載の技術は、必ずしも剛性に優れ、さらに深絞り性および伸びフランジ性（穴広げ性）に優れるという点まで考慮されていない。

本発明は、かかる事情に鑑み開発されたもので、引張強さが７８０ＭＰａ以上で、ヤング率が高く、良好な深絞り性および伸びフランジ性を具備した、加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

なお、本発明において、高ヤング率とは、圧延方向および圧延方向に対して４５°方向のヤング率は２０５ＧＰａ程度以上で、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率は２２０ＧＰａ程度以上を意味する。また、本発明において、深絞り性に優れるとは、平均ｒ値≧１．０５の範囲を満足するものとし、さらに、伸びフランジ性（穴広げ性）に優れるとは、限界穴広げ率：λ≧２０％の範囲を満足するものとする。

さらに、本発明の高強度鋼板は、冷延鋼板である高強度高ヤング率冷延鋼板や、表面にめっき皮膜を有するめっき鋼板である高強度高ヤング率めっき鋼板、表面に溶融亜鉛めっき皮膜を有する溶融亜鉛めっき鋼板である高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板、さらには、表面に合金化溶融亜鉛めっき皮膜を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板である高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板などを含むものである。

発明者らは、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、剛性のみならず深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法について鋭意検討を重ねた結果、以下のことを見出した。

すなわち、ＮｂおよびＶを添加し、その他の合金元素の成分組成を適正に制御した鋼スラブを加熱し、ついで熱間圧延を施す。この際、熱間圧延の巻取り温度（ＣＴ）を比較的高温化することによって、添加したＮｂおよびＶの析出促進効果を利用し、侵入型元素であるＣおよびＮの多くを炭化物や窒化物として析出させることで、固溶ＣおよびＮを極力低減することが重要であることを見出した。

また、熱間圧延後の冷間圧延工程では、圧下率を極力高くして、α−ｆｉｂｅｒ（＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織）およびγ−ｆｉｂｅｒ（＜１１１＞軸が圧延面法線方向に平行な繊維集合組織）の集合組織を発達させることが重要であることを併せて見出した。

このように、焼鈍処理前の鋼板組織を、固溶ＣおよびＮを極力低減し、かつ、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させた組織とすることで、その後の焼鈍時に、焼鈍温度を制御してα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒの集合組織、特にγ−ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させ、全方向のヤング率を向上させるとともに、フェライトおよびマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）を一定の割合以上生成させることにより、所望の強度を確保することが可能となる。
その結果、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、剛性のみならず深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度高ヤング率鋼板を製造することが可能となることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：０．０６０％以上０．２００％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２００％以下、およびＶ：０．００１％以上０．２００％以下を含有すると共に、下記（１）式から求められるＣ^＊が５００≦Ｃ^＊≦１３００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトの面積率が２０％以上、マルテンサイトの面積率が５％以上、焼戻しマルテンサイトの面積率が５％以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下で、かつ前記フェライト、前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトにおけるα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比が、それぞれ１．００以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度鋼板。
記
Ｃ^＊＝（Ｃ−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ−（１２．０／５０．９）×Ｖ）×１００００・・・（１）
なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中含有量（質量％）を表し、Ｃ^＊の単位は質量ｐｐｍである。

２．前記鋼板に、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＣｕ：０．０５％以上１．００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記１に記載の高強度鋼板。

３．前記鋼板に、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下を含有することを特徴とする前記１または２に記載の高強度鋼板。

４．前記鋼板に、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。

５．前記鋼板に、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、およびＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。

６．前記鋼板に、さらに、質量％で、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下を含有し、下記（２）式から求められるＣ^＊が５００≦Ｃ^＊≦１３００の関係を満たすことを特徴とする前記１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板。
記
Ｃ^＊＝（Ｃ−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ−（１２．０／５０．９）×Ｖ−（１２．０／１８０．９）×Ｔａ）×１００００・・・（２）
なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中含有量（質量％）を表し、Ｃ^＊の単位は質量ｐｐｍである。

７．前記１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする高強度鋼板。

８．前記１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板の表面にめっき皮膜を有することを特徴とする高強度めっき鋼板。

９．前記めっき皮膜が溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする前記８に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

１０．前記めっき皮膜が合金化溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする前記８に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

１１．前記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、前記１〜６のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱したのち、８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、次いで５００℃以上８００℃以下の温度域で巻取り、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程を経て得られた冷延板を、さらに、４５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で３００ｓ以上保持したのち、７５０℃以上９５０℃以下に加熱し、さらに、少なくとも５００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上として、５０℃以上２５０℃以下の冷却停止温度域まで冷却し、次いで２５０℃超６００℃以下の温度域まで加熱をしたのち、該温度域で１０ｓ以上の間保持することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。

１２．前記１１に記載の製造方法により得られる高強度鋼板に、さらに、めっきを施してめっき鋼板とすることを特徴とする高強度めっき鋼板の製造方法。

１３．前記１１に記載の製造方法により得られる高強度鋼板に、さらに、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とすることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

１４．前記１１に記載の製造方法により得られる高強度鋼板に、さらに、溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板と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の製造方法。

本発明によれば、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、剛性のみならず深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度高ヤング率鋼板等を生産性良く得ることができる。また、本発明の製造方法に従って得られた高強度高ヤング率鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。

以下、本発明を具体的に説明する。
本発明の製造方法では、ＮｂおよびＶを添加し、その他の合金元素の成分組成を併せて適正に制御した鋼スラブを加熱し、ついで熱間圧延を施す。この際、熱間圧延の巻取り温度（ＣＴ）を比較的高温化することによって、添加したＮｂおよびＶの析出促進効果を利用し、侵入型元素であるＣおよびＮの多くを炭化物や窒化物として析出させることで、固溶ＣおよびＮを極力低減することが重要である。
また、熱間圧延後の冷間圧延工程では、圧下率を極力高くして、α−ｆｉｂｅｒ（＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織）およびγ−ｆｉｂｅｒ（＜１１１＞軸が圧延面法線方向に平行な繊維集合組織）の集合組織を発達させることが重要である。

このようにして得られた焼鈍処理前の鋼板組織は、固溶ＣおよびＮを極力低減し、かつ、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させた組織となっているので、その後の焼鈍により、焼鈍温度を制御してα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒの集合組織、特にγ−ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させ、全方向のヤング率を向上させるとともに、フェライトおよびマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）を一定の割合以上生成させることにより、所望の強度を確保することが可能となる。
その結果、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、剛性のみならず深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度高ヤング率鋼板を製造することが可能となるのである。

そこで、以下、本発明の高強度鋼板等およびそれらの製造方法を、その成分組成、ミクロ組織、および製造方法に分けて詳細に説明する。
先ず、成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
［Ｃ：０．０６０％以上０．２００％以下］
Ｃは、ＮｂおよびＶと析出物を形成することで、熱延時および焼鈍時の粒成長を制御して、高ヤング率化に寄与するとともに、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。Ｃ量が０．０６０％未満では、フェライト粒径が粗大化し、また必要な面積率のマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）を得るのが困難になるとともに、マルテンサイトが硬化しないため、十分な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．２００％を超えると、それに応じてＮｂおよびＶの添加量を多くする必要があるが、炭化物の効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。したがって、Ｃ量は０．０６０％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．０８０％以上０．１３０％以下とする。

［Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下］
Ｓｉは、本発明において重要な元素の１つである。フェライト安定化元素であるＳｉは、フェライト中で高い固溶強化能を有する元素であり、フェライト自身の強度を高めるとともに、加工硬化能を向上させ、フェライト自身の延性を高める。また、焼鈍時にオーステナイトが生成した場合、フェライトからオーステナイトへ固溶Ｃを排出してフェライトを清浄化することで、剛性および深絞り性に有利な集合組織を有するフェライトを焼鈍中に亘って維持できる。さらに、焼鈍時にオーステナイトが生成した場合、オーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進することができるので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。こうした効果を得るためには、Ｓｉ量は０．５０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ量が２．２０％を超えると、鋼板の溶接性を劣化させ、また、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面でファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するＳｉ酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するＳｉ酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Ｓｉ量は０．５０％以上２．２０％以下とし、好ましくは０．８０％以上２．１０％以下とする。

［Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下］
Ｍｎは、焼鈍時の冷却過程において、焼入れ性を高め、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与し、さらに固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｎ量を１．００％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．００％を超えると、焼鈍時の冷却過程で剛性および深絞り性の向上に必要なフェライトの生成が著しく抑制され、また、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相が増加することで鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。また、このような多量のＭｎは鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Ｍｎ量は１．００％以上３．００％以下とし、好ましくは１．５０％以上２．８０％以下とする。

［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加でき、さらに、フェライト変態を促進するため複合組織化にも有効な元素であるが、０．１００％を超えて含有すると、スポット溶接性の劣化を招く上、亜鉛めっきの合金化処理を施す場合では、合金化速度を低下させ、めっき性を損なう。したがって、Ｐ量は０．１００％以下とする必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．００１％以上０．１００％以下とする。

［Ｓ：０．０１００％以下］
Ｓは、熱間圧延時の熱間割れを引き起こす要因となる他、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その含有量は極力低減する必要がある。したがって、Ｓの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下に抑えるのがよい。一方で、Ｓの含有量を０．０００１％未満に抑えることとすると、製造コストが増加する。このため、Ｓ量は、０．０００１％を下限値とすることが好ましい。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下とする。

［Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下］
Ａｌは鋼の脱酸元素として有用であるため、Ａｌ量は０．０１０％以上とする必要がある。さらに、フェライト生成元素であるＡｌは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト生成を促進し、オーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進するので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。このような効果を得るためには、Ａｌ量は０．０２０％以上とすることが望ましい。一方、２．５００％を超えて含有されると、Ａｒ３変態点を大きく上昇させ、オーステナイト単相域が消失し、オーステナイト域で熱間圧延を終了できなくなる。したがって、Ａｌ量は０．０１０％以上２．５００％以下とし、好ましくは０．０２０％以上２．５００％以下とする。

［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００６０％以下に抑えるのがよい。また、生産技術上の制約によっては、０．０００５％程度を下限値とするＮの含有量を許容してよい。

本発明では、上記成分組成に加えて、ヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを得るため、さらにＮｂ：０．００１％以上０．２００％以下およびＶ：０．００１％以上０．２００％以下を含有させる必要がある。

［Ｎｂ：０．００１％以上０．２００％以下］
Ｎｂは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に微細な析出物を形成して、焼鈍時に剛性および深絞り性の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。特にＮｂは添加量を適切な量とすることで、焼鈍時に逆変態で生成するオーステナイト相を微細化するため、焼鈍後のミクロ組織も微細化し、強度を上昇させる。このような効果を得るには、Ｎｂ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｎｂ量が０．２００％を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においてもＮｂ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｎｂ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下、さらに好ましくは０．０１０％以上０．２００％以下とする。

［Ｖ：０．００１％以上０．２００％以下］
Ｖは、Ｃと析出物を形成して、焼鈍時に剛性および深絞り性の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。このような作用を有するためには、Ｖ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｖ量が０．２００％を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができずに、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Ｖ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下とする。

また、本発明は、上記したＣ、ＮｂおよびＶの含有量を用いて、以下の（１）式から求められるＣ^＊が５００≦Ｃ^＊≦１３００の関係を満たす必要がある。
Ｃ^＊＝（Ｃ−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ−（１２．０／５０．９）×Ｖ）×１００００・・・（１）
なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中含有量（質量％）を表し、Ｃ^＊の単位は質量ｐｐｍである。

本発明では、余剰Ｃ量（Ｃ^＊）を５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下の範囲に制御することで、冷間圧延および焼鈍時に剛性および深絞り性に有利な方位を発達させることができ、また強度を確保することができる。このため、本発明では、上記（１）式から求められるＣ^＊を、５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下とする。
なお、鋼中のＣは、ＮｂおよびＶとＮｂＣ、ＶＣといった析出物を形成する。このため、鋼中の余剰Ｃ量は、このような析出を考慮して、上記した（１）式にて求めることができる。

本発明の高強度高ヤング率鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＣｕ：０．０５％以上１．００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素や、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下や、Ｃａ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素や、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下およびＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素や、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下を、単独で、あるいは組み合わせて含有することが好ましい。

Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイトを安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量は、それぞれ０．０５％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量が、それぞれ１．００％を超えると、成形性やスポット溶接性が低下する。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合は、その含有量はそれぞれ０．０５％以上１．００％以下とする。

Ｂは、オーステナイトからのパーライトやベイナイトの生成を抑制し、オーステナイトを安定化させてマルテンサイトの生成を促進するため、強度の確保に有効である。この効果は、Ｂの含有量が０．０００３％以上で得られる。一方で、０．００５０％を超えてＢを添加しても効果は飽和する上、熱間圧延時の製造性を低下させる要因となる。したがって、Ｂを添加する場合は、その含有量は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。

Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、Ｃａ量は０．００１０％以上、Ｍｇ量は０．０００５％以上、ＲＥＭ量は０．０００３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃａ量およびＲＥＭ量は、それぞれ０．００５０％、また、Ｍｇ量は０．０１００％を超えて過剰に添加すると、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加する場合は、Ｃａ量は０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ量は０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ量は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。

Ｔａは、ＮｂやＶと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ、Ｔａ）−（Ｃ、Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、Ｔａを含有することが好ましい。ここで、前述の析出物安定化の効果は、Ｔａの含有量を０．００１０％以上とすることで得られる。一方で、Ｔａを過剰に添加しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。したがって、Ｔａを添加する場合には、その含有量は、０．００１０％以上０．１０００％以下の範囲内とする。

また、本発明では、Ｔａを添加する場合、上記したＣ、Ｎｂ、ＶおよびＴａの含有量を用いて、以下の（２）式から求められるＣ^＊が５００≦Ｃ^＊≦１３００の関係を満たす必要がある。
Ｃ^＊＝（Ｃ−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ−（１２．０／５０．９）×Ｖ−（１２．０／１８０．９）×Ｔａ）×１００００・・・（２）
なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中の含有量（質量％）を表し、Ｃ^＊の単位は質量ｐｐｍである。

本発明では、余剰Ｃ量を５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下の範囲に制御することで、冷間圧延および焼鈍時に剛性および深絞り性の向上に有利な方位を発達させることができ、また強度を確保することができる。このため、余剰Ｃ量を表すＣ^＊を５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下とする。なお、鋼中のＣは、Ｎｂ、ＶおよびＴａと析出物を形成する。このため、鋼中の余剰Ｃ量は、このような析出を考慮して、上記した（２）式にて求めることができる。

ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域における脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。このような窒化や酸化を抑制することにともない、鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や耐時効性を改善させることができる。こうした効果を得るには、Ｓｎ量、Ｓｂ量はそれぞれ、０．００２０％以上にする必要がある。一方で、これらいずれの元素についても、０．２０００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。したがって、Ｓｎ、Ｓｂを添加する場合には、その含有量は、それぞれ０．００２０％以上０．２０００％以下の範囲内とする。

以上に含有量を示した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、本発明の効果を害しない範囲であれば、上記以外の他成分の含有を拒むものではない。ただし、酸素（Ｏ）については、非金属介在物を生成して鋼板品質に悪影響を及ぼすため、その含有量は、０．００３％以下に抑えるのが好ましい。

次に、鋼板のミクロ組織について説明する。
［フェライトの面積率：２０％以上］
フェライトは剛性および深絞り性の向上に有利な集合組織の発達効果を有する。こうした効果を得るには、フェライトの面積率は２０％以上とする必要がある。より良好な剛性および深絞り性を得るには、フェライトの面積率は３０％以上とすることが好ましい。なお、ここでいうフェライトは、いわゆるフェライトに加えて、炭化物の析出を含まないベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライトを含む。また、特に限定する必要はないが、上記したフェライトの面積率が８０％を超えると所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となる。したがって、フェライトの面積率は２０％以上とし、好ましくは３０％以上、より好ましくは３０％以上８０％以下とする。

［マルテンサイトの面積率：５％以上］
マルテンサイトを含有することにより、強度および強度−伸びバランスが向上する。マルテンサイトの面積率が５％未満では、必要なＴＳ、具体的には７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保することが困難である。したがって、マルテンサイトの面積率は５％以上とする必要がある。また、マルテンサイトの面積率の上限は、特に限定されないが、６０％程度である。

［焼戻しマルテンサイトの面積率：５％以上］
焼戻しマルテンサイトとは、マルテンサイトをＡｃ１変態点以下の温度に加熱して得られる転位密度の高いフェライトとセメンタイトとの複合組織であり、鋼の強化に有効に働く。また、焼戻しマルテンサイトは、残留オーステナイトやマルテンサイトに比べて穴広げ性への悪影響が小さく、顕著な穴広げ性の低下なしに強度を確保するのに有効な金属相である。さらに、焼戻しマルテンサイトがマルテンサイトと共存することにより、マルテンサイトによる伸びフランジ性の低下も抑制される。焼戻しマルテンサイトの面積率が５％未満ではそのような効果が十分に得られない。また、特に限定する必要はないが、上記した焼戻しマルテンサイトの面積率が６０％を超えると所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となる。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は５％以上とし、好ましくは５％以上６０％以下とする。

なお、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で３視野観察し、得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、構成相（フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト）の面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して求めることができる。
また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、マルテンサイトは白色の組織、焼戻しマルテンサイトは灰色の下地に、微細な白色の炭化物が析出している組織を呈しているので、識別および面積率の測定が可能である。

［フェライトの平均結晶粒径：２０．０μｍ以下］
フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍを超えると、高強度化が図れない。したがって、フェライトの結晶粒径を微細化し、強度の向上を図るために、フェライトの平均結晶粒径は２０．０μｍ以下とする。また、平均結晶粒径の下限は、特に限定する必要はないが、１μｍ未満では、延性が低下傾向にあるため、フェライトの平均結晶粒径は１μｍ以上であることが好ましい。
なお、フェライトの平均結晶粒径は、上述のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、画像上に引いた線分の長さを実際の長さに補正した値を、画像上に引いた線分が通る結晶粒の数で割ることで算出した。
また、本発明のミクロ組織では、上記したフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率を９０％以上とすることが好ましい。本発明のミクロ組織には、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト以外に、ベイナイト、焼戻しベイナイト、パーライト、セメンタイト等の鋼板に公知の相が、面積率で１０％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。

［フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトにおけるα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比：それぞれ１．００以上］
α−ｆｉｂｅｒとは＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織であり、また、γ−ｆｉｂｅｒとは＜１１１＞軸が圧延面の法線方向に平行な繊維集合組織である。体心立方金属では、圧延変形によりα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒが強く発達し、再結晶でもそれらに属する集合組織が形成するという特徴がある。
フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトにおけるγ−ｆｉｂｅｒを発達させることにより、鋼板の剛性およびヤング率の向上、具体的には、各方向のヤング率および平均ｒ値を向上させるために、鋼板の１／４板厚におけるフェライト、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）におけるα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を、１．００以上にする必要がある。

本発明で、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトにおけるα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化した後、０．１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去し、次いで、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて結晶方位を測定し、得られたデータを、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、まずハイライトのグレイン機能により類似方位の隣接フェライトを含むマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）を選択し、次にチャート機能によりマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）の方位情報のみを抽出することで、各相（フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト）の集合組織情報を独立に評価し、各相のα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を求めることにより、算出することができる。

本発明では、上記成分組成の鋼を上記ミクロ組織に制御することで、高強度高ヤング率鋼板を得る。また、本発明の高強度高ヤング率鋼板は、冷延鋼板としても良く、また、表面に溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜、電気亜鉛めっき皮膜、Ａｌめっき皮膜などの公知公用のめっき皮膜を有するめっき鋼板としてもよい。

次に、このような高強度高ヤング率鋼板を得るための製造方法について説明する。
先ず、冷延鋼板とする場合は、例えば連続鋳造法により得られた上記成分組成の鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し（鋼スラブの加熱工程）、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し（熱間圧延工程）、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻取り（巻取り工程）、必要に応じて酸洗処理後（酸洗工程）、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程（冷間圧延工程）を経て得られた冷延板を、４５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱し（第１加熱）、当該温度域で３００ｓ以上保持し（第１加熱後の保持工程）、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し（第２加熱）、次いで、５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の条件で、５０℃以上２５０℃以下の冷却停止温度域まで冷却した後（第２加熱後の冷却工程）、２５０℃超６００℃以下まで加熱し（第３加熱）、当該温度域で１０ｓ以上保持（第３加熱後の保持工程）する。本製造方法によって、冷延鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率冷延鋼板が得られる。

また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、上記成分組成の鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し（鋼スラブの加熱工程）、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し（熱間圧延工程）、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻取り（巻取り工程）、必要に応じて酸洗処理後（酸洗工程）、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程（冷間圧延工程）を経て得られた冷延板を、４５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱し（第１加熱）、当該温度域で３００ｓ以上保持し（第１加熱後の保持工程）、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し（第２加熱）、次いで、５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の条件で、５０℃以上２５０℃以下の冷却停止温度域まで冷却した後（第２加熱後の冷却工程）、２５０℃超６００℃以下まで加熱し（第３加熱）、当該温度域で１０ｓ以上保持し（第３加熱後の保持工程）、しかる後、溶融亜鉛めっきを施す（溶融亜鉛めっき工程）。
本製造方法によって、溶融亜鉛めっき鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、溶融亜鉛めっきを施した後、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す（合金化処理工程）。本製造方法によって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。

以下、各工程についてさらに詳細に説明する。
［鋼スラブの加熱工程］
鋳造された鋼スラブを加熱する段階で存在しているＮｂおよびＶ系の析出物は、そのままでは最終的に得られる鋼板内に粗大な析出物として残存することになり、強度、ヤング率、平均ｒ値および穴広げ性といった鋼板の諸特性の向上に寄与しない。このため、鋼スラブの加熱時には、鋳造時に析出したＮｂおよびＶ系析出物を再溶解させる必要がある。これによる諸特性への寄与は、１１５０℃以上の加熱で認められている。また、スラブ表層の気泡や偏析等の欠陥をスケールオフし、亀裂や凹凸の少ない平滑な鋼板表面を得るためにも、１１５０℃以上に加熱するのがよい。一方、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイトの結晶粒の粗大化を引き起こし、結果、最終組織が粗大化して強度および延性の低下を招く。したがって、鋼スラブは１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱する。すなわち、スラブ加熱温度は１１５０℃以上１３００℃以下とする。

［熱間圧延工程］
熱間圧延工程は、粗圧延および仕上げ圧延からなり、加熱後の鋼スラブは、この粗圧延および仕上げ圧延を経て熱延板となる。この熱間圧延の仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（熱延スケール）の生成量が急激に増加して、地鉄と酸化物との界面が荒れるため、後段の酸洗工程後や冷間圧延工程後の表面品質が劣化する。一方で、熱間圧延の仕上げ温度が８５０℃未満になると、圧延荷重が増大して圧延負荷が大きくなる他、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率の上昇、もしくは核生成したフェライトが存在した状態での圧延により異常な集合組織が発達し、その結果、最終製品における面内異方性が顕著となって、材質の均一性が損なわれるだけでなく、ヤング率および平均ｒ値そのものの低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ温度は８５０℃以上１０００℃以下とし、好ましくは８５０℃以上９５０℃以下とする。

なお、鋼スラブは、通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低くした場合には、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーター等を用いてシートバーを加熱することが好ましい。また、熱間圧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、粗圧延板を一旦巻取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下とすることが好ましい。

［巻取り工程］
熱間圧延後の熱延板を巻取る際の巻取り温度が８００℃を超えると、フェライト粒が粗大化し、冷間圧延での方位の集積が妨げられる。また、ＮｂやＶの炭窒化物が粗大化して焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制する効果や、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなる。一方、巻取り温度が５００℃未満になると、フェライトの他に硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成するようになる。この場合、再結晶焼鈍時に集合組織の発達を阻害する固溶Ｃ量が増大し、また、冷間圧延時の粒内の方位分散が大きくなり、その結果、焼鈍後の集合組織がα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒに発達せず、ヤング率および平均ｒ値が向上しない。したがって、巻取り温度は、５００℃以上８００℃以下とする。すなわち、熱間圧延後は５００℃以上８００℃以下の温度域で巻取る。

［酸洗工程］
上記の製造により、製造した熱延鋼板に冷間圧延を施す場合には、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去した後、冷間圧延に供して所定の板厚の冷延鋼板とする。酸洗は鋼板表面の酸化物（スケール）の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために行う。また、酸洗は、一回で行っても良いし、複数回に分けて行っても良い。

［冷間圧延工程］
熱間圧延工程後に冷間圧延を行って、ヤング率および平均ｒ値の向上に有効なα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒを集積させる。すなわち、冷間圧延によりα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒを発達させることによって、その後の焼鈍工程後の組織でも、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒを持つフェライトを増やし、ヤング率および平均ｒ値を高くする。
このような効果を得るには、冷間圧延時の冷延圧下率を４０％以上とする必要がある。さらに、ヤング率および平均ｒ値を向上させる観点からは、冷延圧下率を５０％以上とすることが好ましい。一方で、冷延圧下率が大きくなると、圧延荷重が大きくなって製造が困難になるため、冷延圧下率を８０％以下とすることが好ましい。したがって、冷延圧下率は４０％以上とし、好ましくは４０％以上８０％以下、より好ましくは５０％以上８０％以下とする。なお、圧延パスの回数、パス毎の冷延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。

［第１加熱］
本発明で重要な製造因子の一つであり、第１加熱工程での焼鈍温度は４５０℃以上７５０℃以下とし、フェライトの集合組織をα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒに集積させる必要がある。本工程での加熱時の焼鈍温度が低い場合には未再結晶組織が多く残存し、フェライトの再結晶時に形成するγ−ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、各方向のヤング率および平均ｒ値が低下する。このため、焼鈍温度は４５０℃以上とする。さらに、ヤング率および平均ｒ値を向上させる観点からは、焼鈍温度を５００℃以上、より好ましくは５５０℃以上とする。一方、焼鈍温度が７５０℃を超えると、焼鈍中に生成したオーステナイトの体積率が増加し、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒに集積したフェライトの体積率が減少するため、各方向のヤング率および平均ｒ値が低下する。
また、加熱後の冷却工程を実施する場合には、冷却時にオーステナイトが変態して生成するフェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、あるいはパーライト、セメンタイト等の炭化物等が、第１加熱工程で制御したフェライトの集合組織とは異なる集合組織を有するため、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒに集積することが難しくなる。したがって、本加熱工程での焼鈍温度は７５０℃以下とする。すなわち、本加熱工程では、４５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱する。好ましくは５００℃以上７５０℃以下、より好ましくは５５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱する。

［第１加熱後の保持工程］
本発明で重要な製造因子の一つであり、第１加熱後の保持工程での保持時間は３００ｓ以上とし、フェライトの集合組織をα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒに集積させる必要がある。上記した４５０℃以上７５０℃以下の温度域での保持時間が３００ｓ未満になると、未再結晶組織が残存することで、γ−ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、各方向のヤング率および平均ｒ値が低下する。このため、保持時間は３００ｓ以上とする。また、特に限定する必要はないが、保持時間が１０００００ｓを超えると、再結晶フェライト粒径が粗大化し、所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となるため、保持時間は１０００００ｓ以下であることが好ましい。したがって、保持時間は３００ｓ以上とし、好ましくは３００ｓ以上１０００００ｓ以下、より好ましくは３００ｓ以上３６０００ｓ以下、さらに好ましくは３００ｓ以上２１６００ｓ以下とする。なお、本発明では、第１加熱と、第１加熱後の保持工程を合せて、第１加熱工程という。

本発明における熱処理方法は、連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、前記の保持工程後、冷却工程を実施する場合には、室温まで冷却してもよく、また、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。なお、冷却工程の冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷などのいずれの冷却でも構わない。また、酸洗は常法に従えばよい。なお、特に限定する必要はないが、室温または過時効帯までの平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性があるため、平均冷却速度が８０℃／ｓ以下であることが好ましい。

［第２加熱］
本発明で重要な製造因子の一つであり、第２加熱工程での焼鈍温度は７５０℃以上９５０℃以下とし、フェライトおよびマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）を一定の割合以上生成させる必要がある。本加熱工程での焼鈍温度が７５０℃未満になると、オーステナイトの生成が不十分となる結果、加熱後の冷却工程で十分な量のマルテンサイトが得られずに所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となる。また、未再結晶組織が残存してしまい、延性を低下させる。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上とする。また、本加熱工程での焼鈍温度が９５０℃を超えるとオーステナイト単相域での焼鈍となり、本加熱工程および加熱後の保持工程で形成したフェライトの集合組織がランダム化し、最終的に得られる鋼板のヤング率および平均ｒ値が低下する。したがって、焼鈍温度は９５０℃以下とする。すなわち、本加熱工程では、７５０℃以上９５０℃以下の温度域に加熱する。好ましくは７５０℃以上９２０℃以下、より好ましくは７５０℃以上８９０℃以下の温度域に加熱する。
なお、第１加熱工程の焼鈍温度：７５０℃で、かつ第２加熱工程の焼鈍温度：７５０℃とする場合は、第１加熱工程と第２加熱は連続した処理としても良い。

［第２加熱後の冷却工程］
上記した第２加熱後の冷却時において、５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満になると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）の面積率を確保できずに、所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となる。また、特に限定する必要はないが、上記した平均冷却速度が２００℃／ｓを超えると、鋼板形状の悪化や、冷却到達温度の制御が困難となる可能性があるため、上記した平均冷却速度は２００℃／ｓ以下であることが好ましい。したがって、第２加熱後の冷却工程での５００℃までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とし、好ましくは１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下、より好ましくは１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下とする。

また、上記冷却工程での冷却停止温度は本発明で重要な製造因子の一つであり、冷却停止温度を５０℃以上２５０℃以下として、焼戻しマルテンサイトを一定の割合以上生成させる必要がある。冷却停止時にはオーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、残りは未変態のオーステナイトとなる。そこから加熱した後（さらに必要に応じて、めっき処理またはめっき・合金化処理した後）、室温まで冷却することで、マルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、未変態オーステナイトはマルテンサイトとなる。第２加熱からの冷却停止温度が低いほど、冷却中に生成するマルテンサイト量が増加し、未変態オーステナイト量が減少するため、冷却停止温度の制御により、最終的なマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの量（面積率又は体積率）が決定される。
ここで、冷却停止温度が２５０℃を超えると、冷却停止時のマルテンサイト変態が不十分で未変態オーステナイト量が多くなり、最終的なマルテンサイトが過剰に生成して、穴広げ性を低下させる。一方、冷却到達温度が５０℃未満では、冷却中にオーステナイトがほとんどマルテンサイトに変態し、その後の再加熱時に焼戻しマルテンサイトの量が増大し、所望のＴＳを確保するのが困難となる。したがって、第２加熱後の冷却工程での冷却停止温度は５０℃以上２５０℃以下とし、好ましくは５０℃以上２００℃以下とする。なお、本発明では、第２加熱と、冷却工程とを合せて、第２加熱工程という。

［第３加熱］
上記の冷却工程を経て加熱する第３加熱工程での加熱温度が２５０℃以下ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、穴広げ性が低下する。一方、加熱温度が６００℃を超えると、冷却停止時の未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となる。したがって、第３加熱工程での加熱温度は２５０℃超６００℃以下とする。

［第３加熱後の保持工程］
上記した第３加熱工程時の２５０℃超６００℃以下の温度域での保持時間が１０ｓ未満になると、前記第２加熱後の冷却工程で生成したマルテンサイトが十分に焼戻されず、穴広げ性が低下する。なお、特に限定する必要はないが、保持時間が６００ｓを超えると、冷却停止時の未変態オーステナイトがベイナイトに変態し、マルテンサイトの生成量が減少し、所望の引張強さＴＳの確保が困難となる。したがって、第３加熱後の保持時間は１０ｓ以上とし、好ましくは１０ｓ以上６００ｓ以下とする。なお、本発明では、第３加熱と、第３加熱後の保持工程を合せて、第３加熱工程という。
ここで、冷延鋼板として製造する場合には、上記の保持工程時に、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。また、溶融亜鉛めっき鋼板として製造する場合には、上記の保持工程後に、溶融亜鉛中を通板させてもよく、さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造する場合には、合金化処理を行ってもよい。

［溶融亜鉛めっき工程］
溶融亜鉛めっきを施す場合は、４２０℃以上５５０℃以下の温度域で施すのが好ましく、焼鈍後の冷却工程の中で行うことができる。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩ（溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１５〜０．２３質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡ（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１２〜０．２０質量％を含有する亜鉛浴を使用することが好ましい。また、めっき付着量は片面あたり２０〜７０ｇ／ｍ^２（両面めっき）が好ましく、ＧＡは、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７〜１５質量％とすることが好ましい。

［合金化処理工程］
合金化処理時の合金化処理温度が４７０℃未満になると、合金化が進行しないという問題が生じる。一方で、合金化処理温度が６００℃を超える場合、冷却停止時の未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望の強度を確保できない。したがって、本発明における合金化処理温度は４７０℃以上６００℃以下とする。すなわち、亜鉛めっきの合金化処理は、４７０℃以上６００℃以下の温度域で施す。

本製造方法において、第１加熱工程で、４５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱後、保持することで、未再結晶フェライトを十分に再結晶させ、ヤング率および平均ｒ値の向上に有利な集合組織、特にγ−ｆｉｂｅｒを発達させる。また、第１加熱工程で、フェライトの集合組織を特にγ−ｆｉｂｅｒへ高めておけば、その後の第２加熱工程において、フェライト＋オーステナイト二相域での焼鈍によりフェライト素地中にマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）を分散させたとしても、第１加熱工程で形成した集合組織が大きく変化することはなく、特にγ−ｆｉｂｅｒへの集積度の高いフェライトおよびマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）が形成されるため、ヤング率および平均ｒ値を低下させることなく、効果的に強度を向上させることが可能になる。

なお、上記のように熱処理を施して、冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等とした後、スキンパス圧延を施してもよい。上記した熱処理後にスキンパス圧延を施す場合、スキンパス圧延の伸長率は、０．１％以上１．５％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では形状矯正の効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、１．５％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。なお、スキンパス圧延は、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。

次に、実施例について説明する。なお、本発明はこれらの実施例のみに限定されるものではない。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを表２に示す条件で熱間圧延したのち、得られた熱延板を酸洗した。次いで、表２に示す条件で冷間圧延した後、表２に示す加熱および保持条件（第１加熱工程）、再加熱および冷却条件（第２加熱工程）および再々加熱および保持条件（第３加熱工程）に従った処理を施し、冷延鋼板とした（ＣＲ：冷延鋼板（めっき無し））。一部のものは、第３加熱工程後、溶融亜鉛めっきを施した（ＧＩ：溶融亜鉛めっき鋼板）。また、一部のものは、第３加熱工程後、溶融亜鉛めっきを施した後、更に、合金化処理を施した（ＧＡ：合金化溶融亜鉛めっき鋼板）。

なお、溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩではＡｌ：０．１８質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡではＡｌ：０．１５質量％を含有する亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ^２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９〜１２質量％とした。

以上の工程を経て得られた各鋼板を供試材として、機械的特性を評価した。機械的特性は、以下のようにして、引張試験およびヤング率測定、平均ｒ値測定および穴広げ試験を行い、それぞれの供試材を評価した。
その評価結果を表３に示す。また、供試材である各鋼板の板厚を表３に併記する。
［引張試験］
引張試験は、伸長率０．５％の調質圧延を施した鋼板から、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、引張強さＴＳ、全伸びＥＬを測定した。
［ヤング率測定］
ヤング率測定は鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向から１０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｔｏ Ｔｅｓｔｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌｓの基準（Ｃ１２５９）に従いヤング率を測定した。
［平均ｒ値測定］
平均ｒ値測定は、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向からそれぞれＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）に規定のＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２５４の規定に準拠してそれぞれの塑性歪比ｒ_Ｌ，ｒ_Ｄ，ｒ_Ｃを求め、以下の式により平均ｒ値を算出した。
平均ｒ値＝（ｒ_Ｌ＋２ｒ_Ｄ＋ｒ_Ｃ）／４
なお、本発明では、平均ｒ値≧１．０５の場合を平均ｒ値が良好と判定した。
［穴広げ試験］
穴広げ性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランス１２％±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄ_ｆ−Ｄ_０）／Ｄ_０｝×１００
ただし、Ｄ_ｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ_０は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本発明では、限界穴広げ率：λ≧２０％の場合を穴広げ性が良好と判定した。
また、前述した方法にしたがって、フェライトの面積率、マルテンサイトの面積率、および焼戻しマルテンサイトの面積率、また、鋼板の板厚１／４位置におけるフェライトおよびマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト含む）でのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を求めた。結果を表３に示す。

表３に示すように、発明例はいずれも、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、圧延方向および圧延方向に対して４５°方向のヤング率はそれぞれ２０５ＧＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率は２２０ＧＰａ以上と良好であり、さらに、平均ｒ値が１．０５以上、かつ限界穴広げ率：λが２０％以上の優れた深絞り性および伸びフランジ性を有しており、所望の機械的特性が得られた。一方、比較例では、ＴＳ、各方向のヤング率、平均ｒ値およびλのうち、少なくとも一つ以上の特性が劣っている。

以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。

また、本発明は、電気亜鉛めっき鋼板等の鋼板にも適用して高強度高ヤング率鋼板とすることができ、同様の効果が期待できる。

本発明の製造方法に従って得られた高強度高ヤング率鋼板は、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (13)

1. 質量％で、Ｃ：０．０６０％以上０．２００％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２００％以下、およびＶ：０．００１％以上０．２００％以下を含有すると共に、下記（１）式から求められるＣ^＊が５００≦Ｃ^＊≦１３００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトの面積率が２０％以上８０％以下、マルテンサイトの面積率が５％以上２３％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が５％以上６０％以下、前記フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率が９０％以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下で、かつ前記フェライト、前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトにおけるα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比が、それぞれ１．００以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
   記
   Ｃ^＊＝（Ｃ−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ−（１２．０／５０．９）×Ｖ）×１００００・・・（１）
   なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中含有量（質量％）を表し、Ｃ^＊の単位は質量ｐｐｍである。
2. 前記鋼板に、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＣｕ：０．０５％以上１．００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
3. 前記鋼板に、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
4. 前記鋼板に、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
5. 前記鋼板に、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、およびＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
6. 前記鋼板に、さらに、質量％で、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下を含有し、下記（２）式から求められるＣ^＊が５００≦Ｃ^＊≦１３００の関係を満たすことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
   記
   Ｃ^＊＝（Ｃ−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ−（１２．０／５０．９）×Ｖ−（１２．０／１８０．９）×Ｔａ）×１００００・・・（２）
   なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中含有量（質量％）を表し、Ｃ^＊の単位は質量ｐｐｍである。
7. 請求項１〜６のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板の表面にめっき皮膜を有することを特徴とする高強度めっき鋼板。
8. 前記めっき皮膜が溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする請求項７に記載の高強度
   溶融亜鉛めっき鋼板。
9. 前記めっき皮膜が合金化溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする請求項７に記載の
   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１項に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、請求項１〜６のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱したのち、８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、次いで５００℃以上８００℃以下の温度域で巻取り、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程を経て得られた冷延板を、さらに、４５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で３００ｓ以上保持したのち、７５０℃以上９５０℃以下に加熱し、さらに、少なくとも５００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上として、５０℃以上２５０℃以下の冷却停止温度域まで冷却し、次いで２５０℃超６００℃以下の温度域まで加熱をしたのち、該温度域で１０ｓ以上の間保持することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
11. 請求項１０に記載の製造方法により得られる高強度冷延鋼板に、さらに、めっきを施してめっき鋼板とすることを特徴とする高強度めっき鋼板の製造方法。
12. 請求項１０に記載の製造方法により得られる高強度冷延鋼板に、さらに、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とすることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
13. 請求項１０に記載の製造方法により得られる高強度冷延鋼板に、さらに、溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板と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の製造方法。