JP6306481B2 - 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度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、延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関する。詳細には、引張強度が９８０ＭＰａ以上の領域で、延性と曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度電気亜鉛めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにこれらの鋼板を効率良く製造することのできる製造方法に関するものである。

自動車や輸送機等の低燃費化を実現するために、自動車や輸送機の自重を軽量化することが望まれている。例えば軽量化には高強度鋼板を使用し、板厚を薄くすることが有効である。しかし、鋼板を高強度化すると延性が劣化するため、加工性が悪くなる。したがって高強度鋼板には、プレス成形に必要な延性、および曲げ性に優れた特性が求められている。また自動車用鋼部品には、耐食性の観点から、電気亜鉛めっき（ＥＧ）や溶融亜鉛めっき（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）などの亜鉛めっきを施した鋼板（以下、「亜鉛めっき鋼板」で代表させる場合がある）が使用される場合が多い。これら亜鉛めっき鋼板においても高強度鋼板と同様の特性が求められている。

高強度鋼板の加工性を改善する技術として、例えば特許文献１〜４には、曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板が提案されている。

特開２０１１−１７９０３０号公報 特許第５２９９５９１号公報 特開２０１１−２２５９７６号公報 国際公開第２０１２／０３６２６９号

しかしながら引張強度が９８０ＭＰａ以上の領域で、延性と曲げ性に優れた鋼板は未だ提供されていなかった。

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、延性と曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらを生産性よく製造できる方法、詳細には、引張強度が９８０ＭＰａ以上の領域で、延性と曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度電気亜鉛めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにこれらの鋼板を効率良く製造することのできる製造方法を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明とは、鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、Ｓｉ：１．２％以上３％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、Ｐ：０％超０．１％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．２％以下、Ｎ：０％超０．０１％以下、およびＯ：０％超０．０１％以下を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、鋼板の板厚１／４位置の組織が、下記（１）〜（５）の全てを満たすことに要旨を有する。以下、鋼板の成分組成について「％」は「質量％」を意味する。
（１）走査型電子顕微鏡で観察したときに、全組織に対するフェライトの面積率が５％以上５０％未満であり、残部は硬質相である。
（２）レペラー腐食を行い、光学顕微鏡で観察したときに、全組織に対するフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織の面積率が０％超３０％以下である。
（３）電子線マイクロプローブ分析計で分析したときに、Ｍｎ濃度が前記鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域が５面積％以上存在し、且つ
（４）□２μｍ区画でＭｎ濃度が前記鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域の分率を計測し、１００区画測定したときの標準偏差が４．０％以上である。
（５）電子線マイクロプローブ分析計で分析したときに、フェライト相中のＭｎ濃度が前記鋼板中のＭｎ濃度の０．９０倍以下である。

本発明では、Ｘ線回折法で測定したときに、全組織に対する残留オーステナイトの体積率が５％以上であることも好ましい実施態様である。

また上記硬質相は、前記フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織と；ベイニティックフェライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイよりなる群から選択される少なくとも一種の組織と；からなることが好ましい。

本発明を実施するにあたっては更に他の元素として、（Ａ）Ｃｒ：０％超１％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種；（Ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下、およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種；（Ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種；（Ｄ）Ｂ：０％超０．００５％以下；（Ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種；の少なくともいずれかを含有することも好ましい実施態様である。

本発明には更に、前記高強度冷延鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層が形成されている高強度電気亜鉛めっき鋼板；前記高強度冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されている高強度溶融亜鉛めっき鋼板；および前記高強度冷延鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板；も含まれる。

また上記課題を解決し得た本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、上記成分組成からなる鋼板の熱延工程で、巻取り温度５００℃以上８００℃以下で巻取り、その後５００℃以上８００℃以下で３時間以上保持した後室温まで冷却し、冷延後、（Ａｃ₁点＋２０℃）以上Ａｃ₃点未満の温度域で均熱保持し、その後、５００℃までを平均冷却速度１０℃／秒以上、５００℃以下を平均冷却速度１０℃／秒以上で、５００℃以下の温度域まで冷却し、次いで２５０℃以上５００℃以下の温度域まで再加熱を行い、３０秒間以上保持してから室温まで冷却することに要旨を有する。

本発明では上記製造方法で得られた鋼板に、更に電気亜鉛めっきを施すことも好ましい。

また上記課題を解決し得た本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記成分組成からなる鋼板の熱延工程で、巻取り温度５００℃以上８００℃以下で巻取り、その後５００℃以上８００℃以下で３時間以上保持した後室温まで冷却し、冷延後、（Ａｃ₁点＋２０℃）以上Ａｃ₃点未満の温度域で均熱保持し、その後、５００℃までを平均冷却速度１０℃／秒以上、５００℃以下を平均冷却速度１０℃／秒以上で、５００℃以下の温度域まで冷却し、次いで２５０℃以上５００℃以下の温度域まで再加熱を行い、３０秒間以上保持すると共に、該保持時間内で溶融亜鉛めっきを施してから室温まで冷却することに要旨を有する。

本発明では上記溶融亜鉛めっきを施した後、４５０℃以上５５０℃以下の温度域で合金化を行うことも好ましい。

本発明によれば、９８０ＭＰａ以上であっても、延性および曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、詳細には、前記特性に優れた高強度冷延鋼板、高強度電気亜鉛めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。また本発明の製造方法によれば、これらの鋼板を効率良く製造することができる。従って、本発明の高強度冷延鋼板等は、特に自動車等の産業分野において極めて有用である。

図１は、本発明の製造方法における熱処理パターンの一例を示す概略説明図である。

本発明者らは、引張強度が９８０ＭＰａ以上の特に高強度冷延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板の、延性および曲げ性を改善するために、鋭意検討を重ねて来た。

その結果、成分組成を適切に制御することを前提として、鋼板の金属組織におけるフェライト相と硬質相を最適化すると共に、Ｍｎの偏析を適切に制御すれば、９８０ＭＰａ以上の高強度を確保しつつ、延性、および曲げ性を改善できることを見出し、本発明に至った。

以下、本発明で金属組織を規定した理由について詳述する。なお、顕微鏡観察によって測定される分率は鋼板の全組織（１００％）に占める割合を意味する。本発明を構成する金属組織は、金属組織によって測定方法が相違している。そのため、本発明で規定する金属組織を全て合計した場合、１００％を超える場合があるが、これはフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織を構成する残留γが光学顕微鏡観察によって測定されるだけでなく、Ｘ線回折によっても重複して測定されるためである。以下、残留オーステナイトを「残留γ」といい、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織を、「ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）組織」ということがある。

［フェライトの面積率：５％以上５０％未満］
フェライトは鋼板の延性と曲げ性を向上させる効果を有する組織である。本発明ではフェライトの面積分率を高めることで、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度領域における延性、および曲げ性を向上させることができる。このような効果を発揮させるには、フェライトの面積率を５％以上、好ましくは７％以上、より好ましくは１０％以上とする。しかし、フェライトが過剰になると鋼板の強度が低下して、９８０ＭＰａ以上の高強度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５０％未満、好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下とする。フェライトの面積率は鋼板の板厚１／４位置を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察によって測定した値である。

［硬質相］
硬質相は引張強度を向上させるのに必要な組織である。本発明では硬質相の面積分率を高めることで、軟質なフェライトを上記面積率の範囲内で存在させつつ、９８０ＭＰａ以上の高強度を達成できる。このような効果を発揮させるには、フェライト以外の残部金属組織が硬質相である必要がある。本発明において硬質相とは、フェライトよりも硬い相であり、例えばベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、およびＭＡ組織よりなる群から選択される少なくとも一種であり、本発明では、下記に示す通り、少なくともＭＡ組織を含む。上記硬質相のうち、ベイニティックフェライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトは鋼板の板厚１／４位置のＳＥＭ観察による測定値である。尚、残留γはベイニティックフェライトのラス間もしくはＭＡ組織に含まれて存在している。

［全組織に対するＭＡ組織の面積率：０％超３０％以下］
ＭＡ組織が存在すると強度や延性を向上させることができる。よって、強度−延性バランスを向上させる観点からは、ＭＡ組織の面積率は好ましくは３％以上、より好ましくは４％以上とする。一方、ＭＡ組織の面積率が多くなりすぎると、曲げ性が悪化する。よって本発明では、ＭＡ組織の面積率を３０％以下、好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下とする。

なお、ＭＡ組織を構成するフレッシュマルテンサイトとは、鋼板を加熱温度から室温まで冷却する過程で未変態オーステナイトがマルテンサイト変態した状態のものをいい、加熱処理後の焼戻しマルテンサイトとは区別している。本発明ではレペラー腐食して光学顕微鏡観察したときに白色化した箇所をＭＡ組織とした。なお、フレッシュマルテンサイトと残留γは、光学顕微鏡観察では区別することは困難なため、フレッシュマルテンサイトと残留γの複合組織をＭＡ組織として測定している。ＭＡ組織は鋼板の板厚１／４位置の光学顕微鏡観察による測定値である。

［Ｍｎ濃度が鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域：５面積％以上、且つ
□２μｍ区画でＭｎ濃度が鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域の面積分率の標準偏差：４．０％以上］
本発明においてＭｎ濃度の濃縮している領域は、鋼板の横断面をビーム径１μｍ以下で２０μｍ×２０μｍの範囲を電子線マイクロプローブ分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）を用いた分析によって得られるＭｎ濃度を用いて規定される。また「鋼板中のＭｎ濃度」とは、母材鋼板を誘導結合プラズマ発光分光法で化学分析して得られるＭｎ濃度である。したがってＭｎ濃度が鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域とは、母材鋼板中のＭｎ濃度よりもＥＰＭＡ分析によって得られたＭｎ濃度の測定値が１．２倍以上高い領域であり、２０μｍ×２０μｍの範囲で測定している。

また「□２μｍ区画」とは、２μｍ四方の区画であって、本発明では２０μｍ×２０μｍのＥＰＭＡ測定範囲を縦横各２μｍ間隔の線を引いて得られる１区画２μｍ四方の区画１００個に分割し、各区画内でＭｎ濃度が１．２倍以上高い領域の面積分率を測定し、１００個の区画で統計学的に標準偏差を求めている。

本発明では、Ｍｎ濃度分布において鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域が、５面積％以上存在し、且つ□２μｍの区画でＭｎが１．２倍以上濃縮している領域の分率を計測したときの標準編差が４．０％以上であれば、曲げ性が大幅に向上することを見出した。以下では、鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域を「Ｍｎ濃度１．２倍以上の領域」といい、□２μｍの区画でＭｎが１．２倍以上濃縮している領域の分率を計測したときの標準編差を「Ｍｎ濃度が１．２倍以上濃縮している領域の標準偏差」あるいは単に「標準偏差」ということがある。

すなわち、Ｍｎ濃度１．２倍以上の領域は主に硬質相となる。そしてＭｎ濃度１．２倍以上の領域の面積率が大きい程、相対的にフェライト相中のＭｎ濃度が低下してフェライト相の硬度を低下させることができ、曲げ性を向上できる。またＭｎの偏析が多いほど標準偏差が大きくなるが、曲げ性向上に寄与するフェライト相中のＭｎ濃度が低くなり、フェライト相の硬度を低下させることができる。

このような効果を得るためには、Ｍｎ濃度１．２倍以上の領域は５．０面積％以上、好ましくは５．２面積％以上、より好ましくは５．５面積％以上とする。一方、Ｍｎ濃度１．２倍以上の領域の占める割合が高すぎるとオーステナイトのＭｓ点が低下してＭＡ組織が増加することがあるため、Ｍｎ濃度１．２倍以上の領域は好ましくは２０面積％以下、より好ましくは１５面積％以下とする。

また、Ｍｎ濃度が１．２倍以上濃縮している領域の標準偏差は４．０％以上、好ましくは４．５％以上、より好ましくは５．０％以上とする。標準偏差が４．０％より小さい場合は、Ｍｎの分布が不十分で均一に分布しているため、曲げ性向上に寄与する上記フェライト相の硬度低下が不十分である。一方、標準偏差の上限は特に限定されず、好ましくは１０％以下である。

そして上記Ｍｎ濃度１．２倍以上の領域を５面積％以上、且つ標準偏差を４．０％以上とすることで、球状化した硬質相をフェライト相中に分散させることができ、鋼材の強度向上効果とフェライトによる曲げ性向上効果を兼備できる。以下、前記球状化した硬質相を「球状硬質相」という。ここで、球状硬質相は硬質相の一部であり、上記硬質相と同じくベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ＭＡ組織などから構成される。従来から硬質相とフェライト相の硬度差が大きいと曲げ加工時に界面亀裂が生じ、曲げ性が悪化すると考えられていたが、フェライト相中の球状硬質相によって界面亀裂を抑制できることがわかった。このような効果を得るためには、フェライト相中の球状硬質相は小さい方がよく、アスペクト比で好ましくは３以下、より好ましくは２．５以下、さらに好ましくは、２以下で、円相当径で好ましくは２μｍ以下、より好ましくは１．８μｍ以下、更に好ましくは１．５μｍ以下とする。また上記効果を奏するためには球状硬質相は、上記硬質相に対して好ましくは０．７０体積％以上、より好ましくは、０．７５体積％以上、更に好ましくは、０．８０体積％以上とする。

[フェライト中のＭｎ濃度が鋼板中のＭｎ濃度の０．９０倍以下]
フェライト相中のＭｎ濃度が高すぎると、フェライト相の硬度を十分に低減できず、曲げ性が悪化することから、フェライト相中のＭｎ濃度は鋼板中のＭｎ濃度よりも低くする必要がある。したがってフェライト相中のＭｎ濃度は、鋼板中のＭｎ濃度の０．９０倍以下、好ましくは０．８５倍以下、より好ましくは０．８０倍以下とする。一方、フェライト中のＭｎ濃度が低くなりすぎると、フェライトの硬度が低下し、強度が不足することがあるため、フェライト中のＭｎ濃度は鋼板中のＭｎ濃度の好ましくは０．３倍以上、より好ましくは０．４倍以上とする。なお、フェライト相中のＭｎ濃度はＥＰＭＡにて測定できる。

［全組織に対する残留γの体積率：５％以上］
残留γは、鋼板を加工する際に歪を受けて変形し、マルテンサイトに変態することにより良好な延性を確保できると共に、加工時に変形部の硬化を促進して歪の集中を抑制する効果を有することから、鋼板の強度−延性バランス向上に必要な組織である。このような効果を有効に発揮させるには、残留γの体積率は好ましくは５％以上、より好ましくは６％以上、更に好ましくは７％以上とする。なお、残留γの体積率の上限は、特に限定されないが、本発明の成分組成および製造条件の範囲内では、多くても２０％以下となる。残留γは鋼板の板厚１／４位置のＸ線回折法による測定値である。

なお、残留γはベイニティックフェライトのラス間もしくはＭＡ組織に含まれて存在する。上記残留γの効果は存在形態によらず発揮されるため、本発明では、測定した際に確認できる残留γは、存在形態に係わらず残留γとした。

次に本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。

［Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下］
Ｃは、強度を確保し、且つ、残留γの安定性を高めるのに必要な元素である。９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するには、Ｃ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上とする。しかし、Ｃ含有量が過剰になると、熱延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、最終製品の溶接性が低下するため、Ｃ含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２６％以下、より好ましくは０．２３％以下とする。

［Ｓｉ：１．２％以上３％以下］
Ｓｉは、固溶強化元素として鋼の高強度化に寄与する元素である。また、炭化物の生成を抑え、残留γの生成に有効に作用し、優れたＴＳ×ＥＬバランスを確保するのに有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓｉ含有量は１．２％以上、好ましくは１．３５％以上、より好ましくは１．５％以上とする。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、熱間圧延時に著しいスケールが形成されて鋼板表面にスケール跡疵が付き、表面性状が悪くなることがある。また、酸洗性を劣化させる。よってＳｉ含有量は、３％以下、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下とする。

［Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、γを安定化させて、残留γを生成させるのにも有効に作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｎ含有量は０．５％以上、好ましくは０．６％以上、より好ましくは１．０％以上、更に好ましくは１．５％以上、より更に好ましくは２．０％以上とする。しかしＭｎ含有量が過剰になると、熱延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、最終製品の溶接性が劣化する原因となる。また過剰なＭｎの添加は、Ｍｎが偏析して加工性が劣化する原因となる。よってＭｎ含有量は、３．０％以下、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下とする。

［Ｐ：０％超０．１％以下］
Ｐは不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。したがってＰ含有量は、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。なお、Ｐ含有量はできるだけ少ない方がよいため、下限は特に限定されないが、工業的には下限は０．０００５％である。

［Ｓ：０％超０．０５％以下］
Ｓは、Ｐと同様、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。また、Ｓは、鋼板中に硫化物系介在物を形成し、鋼板の加工性を低下させる原因となる。したがってＳ含有量は、０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ含有量はできるだけ少ない方がよいため、下限は特に限定されないが、工業的には下限は０．０００１％とする。

［Ａｌ：０．００５％以上０．２％以下］
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ａｌ含有量は０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上とする。しかしＡｌ含有量が過剰になると、鋼板の溶接性が著しく劣化するため、Ａｌ含有量は０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下とする。

［Ｎ：０％超０．０１％以下］
Ｎは、不可避的に含有する元素であるが、鋼板中に窒化物を析出させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。この観点から、Ｎ含有量は好ましくは０．００１％以上とする。しかしＮ含有量が過剰になると、窒化物が多量に析出して伸び、伸びフランジ性（λ）、曲げ性などの劣化を引き起こす。従ってＮ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。

［Ｏ：０％超０．０１％以下］
Ｏは不可避的に含まれる元素であり、過剰に含まれると延性や加工時の曲げ性の低下を招く元素である。従ってＯ含有量は、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。なお、Ｏ含有量はできるだけ少ない方がよいため、下限は特に限定されないが、工業的には下限は０．０００１％である。

［その他の成分］
本発明の鋼板は、上記成分組成を満足し、残部は鉄および不可避的不純物である。該不可避的不純物としては、例えば鋼中に原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれることがある上記Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏや、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎなどのトランプ元素が含まれることがある。また上記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更に他の元素として以下の元素を積極的に含有させることも可能である。

本発明の鋼板は、更に他の元素として、
（Ａ）Ｃｒ：０％超１％以下およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種、
（Ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下、およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種、
（Ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種、
（Ｄ）Ｂ：０％超０．００５％以下、
（Ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種、などを含有してもよい。これら（Ａ）〜（Ｅ）の元素は、単独、或いは任意に組み合わせて含有させることもできる。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。

［（Ａ）Ｃｒ：０％超１％以下およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種］
ＣｒとＭｏは、いずれも焼入れ性を高めて鋼板の強度を向上させるのに有効な元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、夫々好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．３％以上とする。しかし、過剰に含有すると加工性が低下し、また高コストとなるため、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、夫々単独で含有させる場合は、好ましくは１％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｒとＭｏを併用する場合は、夫々単独で上記上限の範囲内であって、且つ好ましくは合計量を１．５％以下とする。

［（Ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下、およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種］
Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、いずれも鋼板中に炭化物や窒化物の析出物を形成し、鋼板の強度を向上させると共に、旧γ粒を微細化させる作用を有する元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの含有量は、夫々好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。しかし、過剰に含有すると粒界に炭化物が析出し、鋼板の伸びフランジ性や曲げ性が劣化する。従って、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量は、夫々好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１０％以下とする。

［（Ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種］
ＣｕとＮｉは、残留オーステナイトの生成、安定化に有効に作用する元素であり、更に耐食性を向上させる効果も有する元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を発揮させるには、Ｃｕ、Ｎｉの含有量は、夫々好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上とする。しかし、Ｃｕは過剰に含有すると熱間加工性が劣化するため、単独で添加する場合には、Ｃｕ含有量は好ましくは１％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。Ｎｉは過剰に含有すると高コストとなるため、Ｎｉ含有量は好ましくは１％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。ＣｕとＮｉは併用すると上記作用が発現し易くなり、またＮｉを含有させることによってＣｕ添加による熱間加工性の劣化が抑制されるため、ＣｕとＮｉを併用する場合、合計量で好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．０％以下とする。

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

［（Ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種］
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭは、鋼板中の介在物を微細分散させる作用を有する元素であり、夫々単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量は、夫々単独で好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上とする。しかし、過剰に含まれると、鋳造性や熱間加工性などを劣化させる原因となる。従ってＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量は、夫々単独で好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００７％以下とする。

なお、本発明においてＲＥＭとは希土類元素の略であり、ランタノイド元素、即ちＬａからＬｕまでの１５元素、およびスカンジウムとイットリウムを含む意味である。

次に、本発明の高強度冷延鋼板、高強度電気亜鉛めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、特には高強度冷延鋼板と高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。尚、高強度冷延鋼板の製造方法と高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法とは、「前記成分組成からなる鋼板の熱延工程で、巻取り温度５００℃以上８００℃以下で巻取り、その後５００℃以上８００℃以下で３時間以上保持した後室温まで冷却し、冷延後、（Ａｃ₁点＋２０℃）以上Ａｃ₃点未満の温度域で均熱保持し、その後、５００℃までを平均冷却速度１０℃／秒以上、５００℃以下を平均冷却速度１０℃／秒以上で、５００℃以下の温度域まで冷却」するまでの工程は同一であるため、該工程については併せて説明し、前記「５００℃以下の温度域まで冷却」後の再加熱工程は両者で異なるため、該工程については高強度冷延鋼板と高強度溶融亜鉛めっき鋼板の場合に分けて説明する。

本発明の高強度冷延鋼板と高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、上記成分組成を満足する鋼に熱間圧延、および冷間圧延を行って得られた鋼板に対し、後記する焼鈍を行う。高強度冷延鋼板の製造方法では、前記焼鈍後、再加熱を行う。更には必要に応じて、電気亜鉛めっき処理を適宜組み合わせて行うことにより高強度電気亜鉛めっき鋼板を得ることができる。高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では焼鈍を行った後、再加熱すると共に溶融亜鉛めっき処理を行う。更には必要に応じて、合金化処理を適宜組み合わせて行うことによって高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明では製造条件を適切に制御することによって、所望の組織を有する高強度冷延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板等を得ることができる。

例えば図１に示すように上記成分組成を有する鋼を用いて常法に基づき、熱間圧延を行う。熱間圧延では、例えば仕上げ圧延温度がＡｃ₃点以上となるように熱間圧延した後、巻取り温度５００℃以上、８００℃以下で巻取る。その後５００℃以上８００℃以下で３時間以上保持した後、室温まで冷却して冷間圧延を行う。尚、仕上げ圧延後の冷却は操業上の上限で約５００℃／秒である。

冷間圧延後、焼鈍工程として、Ａｃ₁点＋２０℃以上、Ａｃ₃点未満の２相温度域で均熱保持し、その後、５００℃までを平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、次いで５００℃以下を平均冷却速度１０℃／秒以上で、５００℃以下の温度域まで冷却する。高強度冷延鋼板の製造方法では、次いで２５０℃以上５００℃以下の温度域に再加熱して該温度域で３０秒間以上保持してから室温まで冷却する工程を含むようにする。また高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記５００℃以下の温度域まで冷却後、次いで２５０℃以上５００℃以下の温度域に再加熱して該温度域で３０秒間以上保持すると共に、該保持時間内で溶融亜鉛めっきを施してから室温まで冷却する工程を含むようにする。

以下、上記各条件を規定した理由について詳述する。

［巻取り温度５００℃以上、８００℃以下で巻き取り、その後５００℃以上８００℃以下で３時間以上保持した後、室温まで冷却］
熱間圧延後、巻き取り温度５００℃以上、８００℃以下で巻き取り、その後５００℃以上８００℃以下で３時間以上保持することで、上記所定のＭｎ濃度分布を生じさせ、Ｍｎを含む炭化物が析出すると共に、冷間圧延後の焼鈍によってフェライト相中で球状化した硬質相となる。このような効果を得るためには、巻き取り温度は５００℃以上、好ましくは５５０℃以上、より好ましくは６００℃以上とする。しかし巻き取り温度が高すぎると鋼板に多量のスケールや、粒界酸化などを生じ、酸洗性が劣化することから、巻き取り温度は８００℃以下、好ましくは７５０℃以下、より好ましくは７００℃以下とする。また巻き取り後に保持する温度域は、５００℃以上、好ましくは５１０℃以上、より好ましくは５２０℃以上、更に好ましくは５５０℃以上、より更に好ましくは５８０℃以上とする。一方、保持温度が高すぎると巻き取り温度が高すぎる場合と同じく鋼板に多量のスケールや、粒界酸化などを生じ、酸洗性が劣化することがあるため、保持温度は８００℃以下、好ましくは７８０℃以下、より好ましくは７５０℃以下、更に好ましくは７００℃以下とする。該温度域での保持時間は３時間以上、好ましくは４時間以上、より好ましくは５時間以上、更に好ましくは７時間以上、より更に好ましくは１０時間以上である。一方、保持時間が長すぎると巻き取り温度が高すぎることと同様に鋼板に多量のスケールや、粒界酸化などを生じ、酸洗性が劣化することがあるため、保持時間は好ましくは７２時間以下、より好ましくは６０時間以下とする。

本発明において、所定の温度で保持するとは、必ずしも同一温度で保持し続けなくてもよく、所定の温度範囲内であれば、変動してもよい趣旨である。例えば上記保持温度の範囲内で恒温保持してもよいし、この範囲内で変化、即ち、温度低下や加熱による温度上昇、変態に伴う復熱による温度上昇等を含む趣旨である。

本発明では上記温度域で所定の時間保持した後、室温まで冷却するが、その際の冷却速度は特に限定されず、例えば空冷などでよい。

［酸洗、冷延］
熱間圧延後は、必要に応じて酸洗し、冷延率３０〜８０％程度の冷間圧延を行う。

［焼鈍］
冷間圧延後の焼鈍工程として、Ａｃ₁点＋２０℃以上、Ａｃ₃点未満の２相域で均熱保持し、その後、５００℃までの温度域を平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、次いで５００℃以下の温度域を平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、５００℃以下の温度域まで冷却する。

均熱保持温度をＡｃ₁点＋２０℃以上、Ａｃ₃点未満の２相域で均熱保持することで、本発明の上記Ｍｎ濃度分布を維持しながら、上記所望量のフェライトを確保できる。均熱保持温度がＡｃ₁点＋２０℃よりも低いと、最終的に得られる鋼板の金属組織のフェライト量が多くなり過ぎて十分な強度を確保できない。そのため、均熱保持温度はＡｃ₁点＋２０℃以上、好ましくはＡｃ₁点＋２５℃以上、より好ましくはＡｃ₁点＋５０℃以上、更に好ましくはＡｃ₁点＋８０℃以上とする。一方、Ａｃ₃点以上になると、均熱保持中にフェライトを十分に生成・成長させることができず、延性が低下すると共に、Ｍｎ濃度分布が均一となり、フェライト相中に生成する球状硬質相が減少する。そのため、均熱保持温度はＡｃ₃点未満、好ましくはＡｃ₃点−５℃以下、より好ましくはＡｃ₃点−１０℃以下、更に好ましくはＡｃ₃点−２０℃以下の温度とする。

なお、上記均熱保持温度域に昇温する際の平均昇温速度は特に限定されず、適宜選択することが可能であり、例えば０．５〜５０℃／秒程度の平均昇温速度でもよい。

本発明では上記均熱保持温度域での保持時間は特に限定されない。しかしながら保持時間が短すぎると加工組織が残存し、鋼の延性が低下することがあるため、保持時間は好ましくは４０秒以上、より好ましくは６０秒以上とする。一方、保持時間が長すぎるとオーステナイト相へのＭｎの濃縮が進み、Ｍｓ点が低下してＭＡ組織が増加することがあるため、保持時間は好ましくは３６００秒以下、より好ましくは３０００秒以下とする。

また上述の通り本発明において所定の温度で保持するとは、必ずしも同一温度で保持し続けなくてもよく、所定の温度範囲内であれば、変動してもよい趣旨である。例えば上記均熱保持温度で保持する場合は、Ａｃ₁点＋２０℃以上、Ａｃ₃点未満の範囲内で恒温保持してもよいし、この範囲内で変化させてもよい。

上記Ａｃ₁点とＡｃ₃点は、「レスリー鉄鋼材料化学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、２７３頁）に記載されている下記（ａ）式、（ｂ）式から算出できる。式中［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ₁（℃）＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］−１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］・・・（ａ）
Ａｃ₃（℃）＝９１０−２０３×√［Ｃ］−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−（３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］−７００×［Ｐ］−４００×［Ａｌ］−１２０×［Ａｓ］−４００×［Ｔｉ］）・・・（ｂ）

上記均熱保持した後、５００℃までの温度域を平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却する。上記均熱保持温度からの冷却速度を制御することによってＭｎ濃度の高いフェライトの生成を抑制すると共に、フェライトの生成量を抑制できる。平均冷却速度が遅い場合は、冷却中にＭｎ濃度が高いフェライトが生成し、曲げ性を劣化させたり、強度が低下することがある。そのため、平均冷却速度は１０℃／秒以上、好ましくは１５℃／秒以上であり、より好ましくは２０℃／秒以上とする。平均冷却速度の上限は特になく、水冷や油冷でもよい。

上記５００℃までの温度域を上記平均冷却速度で冷却した後、５００℃以下を平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却する。５００℃以下の平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることで、軟質な高温ベイナイトの生成を抑制すると共に、マルテンサイトの自己焼戻しを抑制して、強度を向上させることができる。このような効果を得るためには、５００℃以下の平均冷却速度は１０℃／秒以上、好ましくは１５℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上とする。平均冷却速度の上限は特になく、水冷や油冷でもよい。

なお、５００℃までの平均冷却速度と５００℃以下の平均冷却速度は同じであっても異なっていてもよく、上記範囲内で適宜調整すればよい。

上記５００℃以下を平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却する場合の冷却停止温度は、５００℃以下の温度域である。冷却停止温度が５００℃よりも高いと、硬質相が少なくなってしまい、強度を確保できず、またＭＡ組織が増加して曲げ性が劣化する。そのため、冷却停止温度は５００℃以下、好ましくは４００℃以下、より好ましくは３５０℃以下、さらに好ましくは３００℃以下とする。冷却停止温度の下限は特に限定されないが、操業上、室温までである。

以下、再加熱工程については、冷延鋼板の製造方法と溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に分けて説明する。

［冷延鋼板の製造方法における再加熱］
上記５００℃以下の温度域で冷却を停止した後、次いで２５０℃以上、５００℃以下の温度域まで再加熱を行い、３０秒間以上保持してから室温まで冷却する。

冷却停止後、２５０℃以上、５００℃以下の温度域まで再加熱を行い、３０秒間以上保持することで、マルテンサイトなどの硬質相を焼戻しすると共に、未変態オーステナイトを変態させることができる。再加熱を行わない場合や保持温度が低すぎる場合は、硬質相の焼き戻しが進まず、高密度の転位が生じたり、ＭＡ組織が多量に残存し、曲げ性を悪化させることがある。したがって再加熱温度は、２５０℃以上、好ましくは３００℃以上、より好ましくは３５０℃以上とする。一方、前記保持温度が高くなりすぎると強度が低下する。したがって再加熱温度は５００℃以下、好ましくは４７０℃以下、より好ましくは４５０℃以下とする。なお、本発明において、この「再加熱」は文言通り、前記５００℃以下までの冷却停止温度からの加熱、即ち、昇温を意味する。従って、再加熱温度は上記冷却停止温度よりも高い温度であり、上記２５０℃以上、５００℃以下の温度域であっても、冷却停止温度と再加熱温度が同じである等温保持や、冷却停止温度から更に低い温度への冷却過程は、この再加熱に含まれない。

また上記再加熱温度域での保持時間が短すぎると、硬質相を十分に焼き戻すことができず、また未変態オーステナイトを変態させることができない。したがって保持時間は３０秒以上、好ましくは５０秒以上、より好ましくは１００秒以上、更に好ましくは２００秒以上とする。一方、保持時間の上限は特に限定されないが、長時間保持し過ぎると、生産性が低下する他、強度が低下するため、好ましくは１５００秒以下、より好ましくは１０００秒以下とする。

上記再加熱温度域で所定時間保持した後は、室温まで冷却する。この際の平均冷却速度は特に限定されず、好ましくは０．１℃／秒以上、より好ましくは０．４℃／秒以上、好ましくは２００℃／秒以下、より好ましくは１５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却すればよい。

本発明では、上記得られた鋼板表面に、電気亜鉛めっき層（ＥＧ）が形成されていてもよい。

上記の電気亜鉛めっき層の形成方法は特に限定されず、常法の電気亜鉛めっき処理法を採用することができる。例えば、電気亜鉛めっき鋼板を製造する場合、５５℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行う方法が挙げられる。また片面あたりのめっき付着量も特に限定されず、例えば電気亜鉛めっき鋼板の場合は１０〜１００ｇ／ｍ²程度とすることが挙げられる。

［溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における再加熱］
上記５００℃以下の温度域で冷却を停止した後、次いで２５０℃以上、５００℃以下の温度域まで再加熱を行い、３０秒間以上保持すると共に、該保持時間内で溶融亜鉛めっきを施してから室温まで冷却する。

冷却停止後、２５０℃以上、５００℃以下の温度域まで再加熱を行い、３０秒間以上保持することで、マルテンサイトなどの硬質相を焼戻しすると共に、未変態オーステナイトを変態させることができる。再加熱を行わない場合や保持温度が低すぎる場合は、硬質相の焼き戻しが進まず、高密度の転位が生じたり、ＭＡ組織が多量に残存し、曲げ性を悪化させることがある。したがって再加熱温度は、２５０℃以上、好ましくは３００℃以上、より好ましくは３５０℃以上とする。一方、前記保持温度が高くなりすぎると強度が低下する。したがって再加熱温度は５００℃以下、好ましくは４７０℃以下、より好ましくは４５０℃以下とする。なお、本発明において、この「再加熱」は文言通り、前記５００℃以下までの冷却停止温度からの加熱、即ち、昇温を意味する。従って、再加熱温度は上記冷却停止温度よりも高い温度であり、上記２５０℃以上、５００℃以下の温度域であっても、冷却停止温度と再加熱温度が同じである等温保持や、冷却停止温度から更に低い温度への冷却過程は、この再加熱に含まれない。

また上記再加熱温度域での保持時間が短すぎると、硬質相を十分に焼き戻すことができず、また未変態オーステナイトを変態させることができない。したがって保持時間は３０秒以上、好ましくは５０秒以上、より好ましくは１００秒以上、更に好ましくは２００秒以上とする。一方、保持時間の上限は特に限定されないが、長時間保持し過ぎると、生産性が低下する他、強度が低下するため、好ましくは１５００秒以下、より好ましくは１０００秒以下とする。

本発明では上記再加熱温度域での３０秒間以上の保持時間内において溶融亜鉛めっき処理を行い、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する。本発明では、溶融亜鉛めっきと上記再加熱温度域における保持とを兼ねて行う。すなわち、再加熱による金属組織や強度などの適切な管理を行うためには、再加熱温度域の上記保持時間において溶融亜鉛めっきを行う必要がある。溶融亜鉛めっき層の形成方法は特に限定されず、常法の溶融亜鉛めっき処理法を採用することができる。例えば上記再加熱温度域に温度調整されためっき浴に鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めっき処理を行えばよい。めっき時間は上記保持時間を満足すればよく、所望のめっき量を確保できるように適宜調整すればよい。めっき時間は例えば１〜１０秒とすることが好ましい。

再加熱における、溶融亜鉛めっき処理と；加熱のみでめっき処理なし；との組み合わせとして、下記種々のパターンがある。
（ｉ）加熱のみを行った後、溶融亜鉛めっき処理を行う。
（ｉｉ）溶融亜鉛めっき処理を行った後、加熱のみを行う。
（ｉｉｉ）加熱のみ、溶融亜鉛めっき、加熱のみの順に行う。

前記加熱のみの場合の再加熱温度と、溶融亜鉛めっき温度、即ちめっき浴の温度とが異なる場合、一方の温度から他方の温度へ加熱または冷却する場合を含みうる。前記加熱の方法として、炉加熱や誘導加熱等が挙げられる。

鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成する場合は、上記溶融亜鉛めっき後、合金化を行えばよい。合金化温度は特に限定されないが、合金化温度が低すぎると合金化が十分に進まないため、好ましくは４５０℃以上、より好ましくは４６０℃以上、更に好ましくは４８０℃以上である。一方、合金化温度が高すぎると合金化が進行し過ぎてめっき層中のＦｅ濃度が高くなり、めっき密着性が悪化するため、好ましくは５５０℃以下、より好ましくは５４０℃以下、更に好ましくは５３０℃以下である。また合金化処理の時間は特に限定されず、所望の合金化が得られるように調整すればよい。合金化処理時間は好ましくは１０秒以上６０秒以下である。なお、合金化処理は上記再加熱温度域内で所定時間保持した後に行うため、合金化処理時間は上記再加熱温度域内での保持時間に含まない。

上記再加熱温度域で所定時間保持した後は、室温まで冷却する。この際の平均冷却速度は特に限定されず、好ましくは０．１℃／秒以上、より好ましくは０．４℃／秒以上、好ましくは２００℃／秒以下、より好ましくは１５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却すればよい。

本発明の技術は、特に板厚が６ｍｍ以下の薄鋼板に好適に採用できる。

本発明の高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上、好ましくは１，０００ＭＰａ以上、より好ましくは１，０１０ＭＰａ以上の鋼板を対象とする。延性は、強度と延性のバランス（引張強度（ＭＰａ）×延性（％））で表され、好ましくは１５，０００（ＭＰａ・％）以上、より好ましくは１５，１００（ＭＰａ・％）以上、更に好ましくは１５，２００（ＭＰａ・％）以上とする。曲げ性は強度とＶＤＡ曲げ角度のバランス（引張強度（ＭＰａ）×ＶＤＡ曲げ角度（°））で表され、好ましくは１００，０００（ＭＰａ・°）以上、より好ましくは１００，５００（ＭＰａ・°）以上、更に好ましくは１０１，０００（ＭＰａ・°）以上とする。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

［実施例１］
下記表１に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避的不純物、表１において空欄は元素を添加していないことを意味する）を溶製し、下記条件で熱間圧延→冷間圧延→連続焼鈍を行って、冷延鋼板を製造した。

［熱間圧延］
スラブを１２５０℃まで加熱し、圧下率９０％、仕上げ圧延温度が９２０℃となるように板厚２．３ｍｍまで熱間圧延した。その後、この温度から平均冷却速度３０℃／秒で表２または表３に示す「巻取り温度（℃）」まで冷却して巻き取った後、表２に示す「保持温度１（℃）」、および「保持時間（時間）」で保持するか、表３に示す「保持開始温度（℃）」、「保持終了温度（℃）」、および「保持時間（時間）」の条件で保持した。次いで室温まで空冷して熱延鋼板を製造した。

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

［冷延鋼板（ＣＲ）の焼鈍］
得られた冷間圧延鋼板を、表２または表３に示す条件で、均熱保持→冷却→再加熱して、供試鋼を製造した。尚、表２のＮｏ．３２は、再加熱を行っていない比較例であり、再加熱の代わりに、冷却停止温度４８０℃から３５０℃に冷却後、該温度で３００秒間保持したことを、再加熱の欄に示している。

表中、均熱保持した温度は「均熱温度（℃）」、均熱後５００℃までの平均冷却速度は「平均冷却速度１（℃／秒）」、５００℃以下での冷却速度は「平均冷却速度２(℃／秒)、冷却停止温度は「冷却停止温度（℃）」、冷却停止後再加熱時の保持温度は「再加熱保持温度（℃）」、該保持温度での保持時間は「再加熱保持時間（秒）」と夫々表記した。なお、本実施例では、均熱保持温度での保持時間を１００秒〜６００秒とした。前記「再加熱保持温度（℃）」で「再加熱保持時間（秒）」後は、室温まで放冷して供試鋼を得た。なお、後記電気亜鉛めっきを行わなかった冷延鋼板については、表中の「品種」欄に「ＣＲ」と記入した。

［電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）の製造］
上記供試鋼の一部は、５５℃の亜鉛めっき浴に浸漬し、電気めっき処理（電流密度３０〜５０Ａ／ｄｍ²）を施した後、水洗、乾燥して電気亜鉛めっき鋼板を得た。なお、片面あたりの亜鉛めっき付着量：１０〜１００ｇ／ｍ²であった。また上記めっき処理では、適宜アルカリ水溶液浸漬脱脂、水洗、酸洗等の洗浄処理を行って、表面に電気亜鉛めっき層を有する供試鋼を得た。電気亜鉛めっきした鋼板は、表中の「品種」欄に「ＥＧ」と記入した。

各供試鋼について、下記に詳述する通り、金属組織、Ｍｎ濃度、各種機械的特性の評価を行い、表４または表５に示した。

［金属組織の測定］
フェライトの面積率、硬質相の面積率、ＭＡ組織の面積率、残留γの体積率、球状硬質相の割合は以下のように測定した。すなわち、供試鋼の断面を研磨し、下記に示す通り腐食させてから、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて板厚の１／４位置を観察した。そして、光学顕微鏡またはＳＥＭで撮影した金属組織写真を画像解析して各組織の割合を測定した。下記に詳細を示す。

（フェライトの面積率）
上記研磨後に、ナイタールで腐食し、ＳＥＭにて倍率１０００倍で３視野（１００μｍ×１００μｍサイズ／視野）観察し、格子間隔５μｍ、格子点数２０×２０の点算法にてフェライトの面積率を測定し、３視野の平均値を算出した。結果を表中の「フェライト（面積％）」に記載した。なお、フェライトの面積率には、フェライト相中の硬質相を除く。

（硬質相の面積率）
上記フェライト以外の組織を硬質相とし、上記観察視野１００面積％からフェライト面積率を除いた値を硬質相の面積率とした。結果を表中の「硬質相（面積％）」に記載した。なお、硬質相の組織についても観察し、硬質相はベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留γ、およびＭＡ組織よりなる群から選択される少なくとも一種であることを確認した。

（ＭＡ組織の面積率）
上記研磨後に、レペラーで腐食し、光学顕微鏡にて倍率１０００倍で３視野（１００μｍ×１００μｍサイズ／視野）観察し、格子間隔５μｍ、格子点数２０×２０の点算法にてＭＡ組織の面積率を測定し、３視野の平均値を算出した。結果を表中の「ＭＡ（面積％）」に記載した。なお、上記レペラー腐食で白色化した箇所をＭＡ組織として観察した。

（残留γの体積率）
板厚１／４位置まで＃１０００〜＃１５００のサンドペーパーを使用して研磨した後、更に表面を深さ１０〜２０μｍまで電解研磨してから、Ｘ線回折装置（リガク社製ＲＩＮＴ１５００）を用いて測定した。具体的には、Ｃｏターゲットを使用し、４０ｋＶ−２００ｍＡを出力して２θで４０°〜１３０°の範囲を測定し、得られたｂｃｃ（α）の回折ピーク（１１０）、（２００）、（２１１）、及びｆｃｃ（γ）の回折ピーク（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）から残留γの定量測定を行った。結果を表中の「残留γ（体積％）」に記載した。

（フェライト相中の球状硬質相）
上記研磨後に、ナイタールで腐食し、フェライト相に存在する円相当径で２μｍ以下のアスペクト比１〜３の球状の硬質相をＳＥＭにて倍率１０００倍で３視野（１００μｍ×１００μｍサイズ／視野）観察し、画像解析して上記硬質相に占める球状硬質相の割合を求めた。結果を表中の「球状硬質相（面積％）」に記載した。

［Ｍｎ濃度が鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域の割合］
Ｍｎ濃度は、供試鋼を横断面で切断、樹脂に埋め込み、研磨後、２０μｍ×２０μｍの範囲を、ＥＰＭＡを用いビーム径１μｍ以下の条件で測定した。得られたＭｎ濃度を、誘導結合プラズマ発光分光法で化学分析を行った鋼板のＭｎ濃度で除して鋼板中のＭｎ濃度に対するＭｎ濃度１．２倍以上濃縮している領域の割合を求めた。その後、Ｍｎ濃度の１．２倍以上の領域と１．２倍未満の領域をそれぞれ色分けし、Ｍｎ濃度の１．２倍以上を有する領域の面積％を求めた。結果を表中の「Ｍｎ濃度１．２倍の面積率（％）」に記載した。

［Ｍｎ濃度が鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域の標準偏差］
上記鋼板中のＭｎ濃度に応じて色分けした画像を、□２μｍ区画に１００区画に区切り、各区画内においてＭｎ濃度が１．２倍以上濃縮している領域の分率を計測し、１００区画の標準偏差を求めた。結果を表中の「Ｍｎ濃度１．２倍領域の標準偏差（面積％）」に記載した。

[フェライト相中のＭｎ濃度が鋼板中のＭｎ濃度に占める割合]
上記Ｍｎ濃度をＥＰＭＡ分析にて測定した２０μｍ×２０μｍと同視野をＳＥＭ観察した。ＥＰＭＡ分析結果とＳＥＭ画像を見比べて、各フェライト粒とそのＭｎ濃度分布を同定した。フェライト粒の長軸、および短軸の交わる点をフェライト粒の中心位置とし、該中心位置のＭｎ濃度をそのフェライト粒のＭｎ濃度とした。２０μｍ×２０μｍ範囲におけるフェライト粒中心位置のＭｎ濃度を上記手法にて同定し、各２０μｍ×２０μｍ範囲における一番Ｍｎ濃度の高いフェライト粒のＭｎ濃度を、鋼板のＭｎ濃度で割ることによって、フェライト相中のＭｎ濃度が鋼板のＭｎ濃度に占める割合を求めた。本発明では２０μｍ×２０μｍを１視野とし、３視野の平均値をフェライト相中のＭｎ濃度が鋼板のＭｎ濃度に占める割合とした。結果を表中の「フェライト相中Ｍｎ濃度の割合」に記載した。

［機械的特性の評価］
供試鋼の機械的特性は、ＪＩＳ Ｚ２２０１で規定される５号試験片を用いて引張試験を行い、引張強度、および延性を測定した。上記試験片は供試鋼から、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように切り出した。得られた引張強度と延性から強度−延性バランスを算出した。表中、引張強度は「ＴＳ（ＭＰａ）」、延性は「ＥＬ（％）」、強度−延性のバランスは「ＴＳ×ＥＬ（ＭＰａ・％）」とした。

本発明では、引張強度が９８０ＭＰａ以上の場合は、高強度であり合格とし、９８０ＭＰａ未満の場合は強度不足であり不合格と評価した。

また延性は強度−延性バランスで評価し、ＴＳ×ＥＬ（ＭＰａ・％）が１５，０００（ＭＰａ・％）以上の場合は、延性に優れるとして合格とし、１５，０００未満の場合は、延性が悪いとして不合格と評価した。

[曲げ性の評価]
曲げ性はドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、曲げ角度を求めた。結果を表中の「ＶＤＡ曲げ角度（°）」に記載した。また引張強度と曲げ角度から曲げ性を評価した。結果を表中の「ＴＳ×ＶＤＡ（ＭＰａ・°）」に記載した。ＴＳ×ＶＤＡ（ＭＰａ・°）が、１００，０００（ＭＰａ・°）以上の場合は、曲げ性に優れるとして合格とし、１００，０００未満の場合は、曲げ性不足として不合格と評価した。
（測定条件）
試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
ロール間距離：２．９ｍｍ
押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片寸法：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角方向
試験機：ＳＩＭＡＺＵ ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ ２０ｋＮ

表１〜５より次のことがわかる。本発明の成分組成を満たす鋼種Ａ〜ＴおよびＷ〜ＡＣを用いて本発明で規定する焼鈍条件にて製造した実験Ｎｏ．１〜１８、２０、２４〜２６、２８、２９、および３３〜４３の鋼板は、引張強度９８０ＭＰａ以上の領域において、延性と曲げ性に優れていた。

これに対し、上記以外の鋼板は、下記に詳述する通り、本発明で規定する成分組成や製造条件を満たさず、所望の特性が得られなかった。

表１の鋼種ＵはＣ含有量、鋼種ＶはＭｎ含有量が本発明の上限を超えており、冷間圧延時に破断を生じたため、供試鋼を製造できなかった。

実験Ｎｏ．１９は、５００℃以下まで冷却した後、再加熱しなかった例であり、ＭＡ組織が増加して曲げ性が劣化した。

実験Ｎｏ．２１は巻き取り後、所定の温度で保持しなかった例であり、Ｍｎ濃度１．２倍領域の標準偏差が低く、曲げ性が悪かった。

実験Ｎｏ．２２は巻取り温度、および保持温度が低かった例であり、Ｍｎ濃度１．２倍の面積率、およびＭｎ濃度１．２倍領域の標準偏差が低く、曲げ性が悪かった。

実験Ｎｏ．２３は巻き取り後、所定の温度での保持時間が短かった例であり、Ｍｎ濃度１．２倍領域の標準偏差が低く、曲げ性が悪かった。

実験Ｎｏ．２７は均熱温度が高かった例であり、フェライトが生成せず、またＭｎ濃度１．２倍の面積率、およびＭｎ濃度１．２倍領域の標準偏差が低かったため、延性が悪かった。

実験Ｎｏ．３０は冷却停止温度が高かった例であり、フェライトとＭＡ組織が多くなり、強度が低く、また延性、および曲げ性も悪かった。

実験Ｎｏ．３１は５００℃までの冷却速度が遅い例であり、フェライト相中のＭｎ濃度が高くなりすぎたため、曲げ性が悪化した。

実験Ｎｏ．３２は５００℃以下まで冷却した後、再加熱を行っていない例であり、ＭＡ組織が増加して曲げ性が劣化した。

［実施例２］
下記表６に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避的不純物、表６において空欄は元素を添加していないことを意味する）を溶製し、下記条件で熱間圧延→冷間圧延→連続焼鈍を行って、冷延鋼板を製造した。

［熱間圧延］
スラブを１２５０℃まで加熱し、圧下率９０％、仕上げ圧延温度が９２０℃となるように板厚２．３ｍｍまで熱間圧延した。その後、この温度から平均冷却速度３０℃／秒で表７または表８に示す「巻取り温度（℃）」まで冷却して巻き取った後、表７に示す「保持温度１（℃）」、および「保持時間（時間）」で保持するか、表８に示す「保持開始温度（℃）」、「保持終了温度（℃）」、および「保持時間（時間）」の条件で保持した。次いで室温まで空冷して熱延鋼板を製造した。

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

［冷延鋼板（ＣＲ）の焼鈍、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造］
得られた冷間圧延鋼板を、表９または表１０に示す条件で、均熱保持→冷却→再加熱→めっき処理して、供試鋼を製造した。尚、表７のＮｏ．２９は、再加熱を行っていない比較例であり、再加熱の代わりに、冷却停止温度４７０℃から４００℃に冷却後、該温度で４５秒間保持したことを、再加熱の欄に示している。

表中、均熱保持した温度は「均熱温度（℃）」、均熱後５００℃までの平均冷却速度は「平均冷却速度１（℃／秒）」、５００℃以下での冷却速度は「平均冷却速度２(℃／秒)、冷却停止温度は「冷却停止温度（℃）」、冷却停止後再加熱時の保持温度は「再加熱保持温度（℃）」、該保持温度での保持時間は「再加熱保持時間（秒）」、めっき浴の温度を「めっき浴温度（℃）」、めっき処理時間を「溶融亜鉛めっき処理時間（秒）」と夫々表記した。なお、「再加熱保持時間（秒）」は「溶融亜鉛めっき処理時間（秒）」を含む合計時間である。

前記「再加熱保持温度（℃）」で、ほぼ（「再加熱保持時間（秒）」−「溶融亜鉛めっき処理時間（秒）」）保持した後、亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬させ、「溶融亜鉛めっき処理時間（秒）」で溶融亜鉛めっき層を形成した。実験Ｎｏ．３１、３３では、亜鉛めっき浴へ浸漬直前に、表８の「再加熱保持温度（℃）」から「めっき浴温度（℃）」まで加熱を行ってから亜鉛めっき浴に浸漬させた。尚、一部鋼板には溶融亜鉛めっき処理を施した後、合金化処理を行った。表中、このときの合金化温度を「合金化温度（℃）」、合金化温度での保持時間を「合金化処理時間（秒）」と表記した。所定時間保持した後、室温まで放冷して供試鋼を得た。なお、表中の「品種」欄に溶融亜鉛めっき処理のみを行った鋼板は「ＧＩ」、合金化処理も行った鋼板は「ＧＡ」と記入した。

各供試鋼について、下記に詳述する通り、金属組織、Ｍｎ濃度、各種機械的特性の評価を実施例１と同様にして行い、表９または表１０に示した。

表６〜１０より次のことがわかる。本発明の成分組成を満たす鋼種Ａ〜ＮおよびＱ〜Ｕを用いて本発明で規定する焼鈍条件にて製造した実験Ｎｏ．１、２、４、５、１０、１１、１３〜１６、１８〜２３、２５〜２８、および３０〜３５の鋼板は、引張強度９８０ＭＰａ以上の領域において、延性と曲げ性に優れていた。

これに対し、上記以外の鋼板は、下記に詳述する通り、本発明で規定する成分組成や製造条件を満たさず、所望の特性が得られなかった。

表６の鋼種ＯはＣ含有量、鋼種ＰはＭｎ含有量が本発明の上限を超えており、冷間圧延時に破断を生じたため、供試鋼を製造できなかった。

実験Ｎｏ．３は５００℃以下まで冷却した後の再加熱保持温度での保持時間が短かった例であり、ＭＡ組織が増加して曲げ性が劣化した。

実験Ｎｏ．６は巻き取り後、所定の温度で保持しなかった例であり、Ｍｎ濃度１．２倍領域の標準偏差が低く、曲げ性が悪かった。

実験Ｎｏ．７は巻取り温度、および保持温度が低かった例であり、Ｍｎ濃度１．２倍の面積率、およびＭｎ濃度１．２倍領域の標準偏差が低く、曲げ性が悪かった。

実験Ｎｏ．８は巻き取り後、所定の温度での保持時間が短かった例であり、Ｍｎ濃度１．２倍領域の標準偏差が低く、曲げ性が悪かった。

実験Ｎｏ．９は、５００℃以下まで冷却した後の再加熱が低かった例であり、ＭＡ組織が増加して曲げ性が劣化した。

実験Ｎｏ．１２は均熱温度が高かった例であり、フェライトが十分生成せず、またフェライト相中のＭｎ濃度が高くなりすぎたため、延性が悪かった。

実験Ｎｏ．１７は冷却停止温度が高かった例であり、フェライトとＭＡ組織が多くなり、強度が低く、また曲げ性も悪かった。

実験Ｎｏ．２４は５００℃までの冷却速度が遅い例であり、フェライト相中のＭｎ濃度が高くなりすぎたため、曲げ性が悪化した。

実験Ｎｏ．２９は、５００℃以下まで冷却した後、再加熱しなかった例であり、ＭＡ組織が増加して曲げ性が劣化した。

Claims (14)

1. 鋼板の成分組成が、質量％で、
   Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
   Ｓｉ：１．２％以上３％以下、
   Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、
   Ｐ：０％超０．１％以下、
   Ｓ：０％超０．０５％以下、
   Ａｌ：０．００５％以上０．２％以下、
   Ｎ：０％超０．０１％以下、および
   Ｏ：０％超０．０１％以下
   を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、
   鋼板の板厚１／４位置の組織が、下記（１）〜（６）の全てを満たすことを特徴とする延性及び曲げ性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
   （１）走査型電子顕微鏡で観察したときに、全組織に対するフェライトの面積率が５％以上５０％未満であり、残部は硬質相である。
   （２）レペラー腐食を行い、光学顕微鏡で観察したときに、全組織に対するフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織の面積率が０％超３０％以下である。
   （３）電子線マイクロプローブ分析計で分析したときに、Ｍｎ濃度が前記鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域が５面積％以上存在し、且つ
   （４）□２μｍ区画でＭｎ濃度が前記鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域の分率を計測し、１００区画測定したときの標準偏差が４．０％以上である。
   （５）電子線マイクロプローブ分析計で分析したときに、フェライト相中のＭｎ濃度が前記鋼板中のＭｎ濃度の０．９０倍以下である。
   （６）前記硬質相が、前記フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織と；ベイニティックフェライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトよりなる群から選択される少なくとも一種の組織と；からなり、前記フェライト中に前記硬質相の一部が球状化した球状硬質相が分散する。
2. Ｘ線回折法で測定したときに、全組織に対する残留オーステナイトの体積率が５％以上である請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
3. 前記成分組成は、更に他の元素として、質量％で、
   Ｃｒ：０％超１％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
4. 前記成分組成は、更に他の元素として、質量％で、
   Ｔｉ：０％超０．１５％以下、
   Ｎｂ：０％超０．１５％以下、および
   Ｖ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
5. 前記成分組成は、更に他の元素として、質量％で、
   Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
6. 前記成分組成は、更に他の元素として、質量％で、
   Ｂ：０％超０．００５％以下を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
7. 前記成分組成は、更に他の元素として、質量％で、
   Ｃａ：０％超０．０１％以下、
   Ｍｇ：０％超０．０１％以下、および
   ＲＥＭ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする高強度電気亜鉛めっき鋼板。
9. 請求項１〜７のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
10. 請求項１〜７のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
11. 請求項１〜７のいずれかに記載の高強度冷延鋼板を製造するための方法であって、
    前記成分組成からなる鋼板の熱延工程で、
    巻取り温度５００℃以上８００℃以下で巻取り、その後５００℃以上８００℃以下で３時間以上保持した後室温まで冷却し、冷延後、
    （Ａｃ₁点＋２０℃）以上Ａｃ₃点未満の温度域で均熱保持し、その後、５００℃までを平均冷却速度１０℃／秒以上、５００℃以下を平均冷却速度１０℃／秒以上で、５００℃以下の温度域まで冷却し、
    次いで２５０℃以上５００℃以下の温度域まで再加熱を行い、３０秒間以上保持してから室温まで冷却する、延性及び曲げ性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。
12. 請求項１１に記載の製造方法で得られた高強度冷延鋼板に、更に電気亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度電気亜鉛めっき鋼板の製造方法。
13. 請求項９に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法であって、
    前記成分組成からなる鋼板の熱延工程で、
    巻取り温度５００℃以上８００℃以下で巻取り、その後５００℃以上８００℃以下で３時間以上保持した後室温まで冷却し、冷延後、
    （Ａｃ₁点＋２０℃）以上Ａｃ₃点未満の温度域で均熱保持し、その後、５００℃までを平均冷却速度１０℃／秒以上、５００℃以下を平均冷却速度１０℃／秒以上で、５００℃以下の温度域まで冷却し、
    次いで２５０℃以上５００℃以下の温度域まで再加熱を行い、３０秒間以上保持すると共に、該保持時間内で溶融亜鉛めっきを施してから室温まで冷却する、延性及び曲げ性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
14. 前記溶融亜鉛めっきを施した後、４５０℃以上５５０℃以下の温度域で合金化を行うものである請求項１３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。