JP6654698B2 - 成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車用超高強度鋼板に関するもので、より詳細には、成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法に関する。
自動車鋼板の軽量化のためには、鋼板の厚さを薄くする必要がある反面、衝突安定性の確保のためには、鋼板の厚さを厚くしたり、強度を大きく向上させる必要があるため、互いに矛盾する側面を有する。
これを解決するためには、素材の強度を上げながら成形性を向上させなければならないが、それに相応する鋼板としては、ＡＨＳＳ（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）として知られている二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ；ＤＰ鋼）、変態誘起塑性鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ Ｓｔｅｅｌ；ＴＲＩＰ鋼）、複合組織鋼（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ；ＣＰ鋼）といった多様な自動車用鋼板が可能であると知られている。
このように進歩した高強度鋼は、炭素量又は合金成分を追加することで、強度をより一層高めることができるが、点溶接性などの実用的な側面を考慮すると、実現可能な引張強度は約１２００ＭＰａ級水準が限界である。
この点に関し、より高強度を実現させるためには、マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）組織を積極的に活用するマルテンサイト鋼（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ｓｔｅｅｌ）があるが、この場合、伸び率が低すぎて、単純な形状のロールフォーミング部品のみに適用されるという限界がある。
一方、衝突安定性を確保するために、構造部材に適用できる鋼板としては、高温で成形した後、水冷、即ち、ダイ（Ｄｉｅ）との直接接触による急冷によって、最終強度を確保する熱間プレス成形（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ；ＨＰＦ）鋼が注目を浴びているが、設備投資費用の過多、及び熱処理と工程費用の増加のため、適用の拡大が容易ではない。
このことから、熱間プレス成形よりも安価な冷間プレス成形が可能な素材に対する要求が高まってきている。
従来より、引張強度と伸び率との積を２５，０００ＭＰａ％以上に実現するための技術が種々開発されてきた。
例えば、特許文献１では、Ｍｎを３．５〜９．０％含む鋼を活用して、引張強度と伸び率との積が３０，０００ＭＰａ％以上である非常に優れた物性を確保しているが、降伏比が０．４３〜０．６５水準と低く、最高降伏強度も７２０ＭＰａ水準と低いため、熱処理後の降伏強度が１０５０ＭＰａ水準である通常の１．５ＧＰａ級熱間プレス成形（ＨＰＦ）鋼との競争が容易ではないという短所がある。
また、特許文献２は、Ｍｎを２〜９％含み、逆変態によって得られた２相組織鋼を１００℃〜Ａｃ１＋５０℃の温度区間で熱変形させて、結晶粒を微細化することにより、低温靭性を向上させる技術に関するもので、その結果、降伏強度は向上するが、温間変形を製造工程の最後の段階で行わなければならないという短所がある。
さらに、上記特許文献１及び２には、プレス成形時に伸びフランジ部における成形性を確保できる穴拡げ性又は伸びフランジ性、エッジ延性（Ｅｄｇｅ ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ）に関する評価結果が開示されておらず、これらを改善しようとする方案についても示唆されていない。
しかしながら、多様な成形モードが適用される実際のプレス成形を考慮すると、絞り性と伸び特性を示す伸び率はもちろん、曲げ性及びエッジ延性をともに評価できる、穴拡げ性を改善した製品の開発が必要となる。
一方、特許文献３では、Ｍｎを３〜７％含有する鋼にＡｌを加えることで、Ａｃ１温度を上げて、連続焼鈍が可能な方法が提案されており、引張強度と伸び率との積が高いという長所を有するが、穴拡げ性の改善については開示されていないため、プレス成形性の確保が明らかではないという短所がある。
また、特許文献４及び５では、Ｍｎを３．５〜１０％含有する鋼を活用して引張強度が９８０ＭＰａ以上、引張強度と伸び率との積が２４，０００ＭＰａ％以上である高強度鋼板を製造する方法が提供されているが、熱延後巻取されたコイルの熱処理をＡｃ１変態点以下で行うことで、Ｍｎの優先分配（Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）によるオーステナイトの増加と焼鈍マルテンサイトの形成を抑制し、冷間変形性を効率的に確保できないという短所があり、さらに、最終焼鈍及び中間焼鈍などが２相域のみで行われることによって、最終組織におけるフェライトとその他の相（Ｐｈａｓｅ）との硬度差が非常に大きいと予想され、これによって、最終製品の降伏強度及び穴拡げ性が劣化する可能性が高くなる。さらに、これらの文献には、降伏強度及び穴拡げ性の改善について開示されておらず、曲げ性についてのみ評価されていることから、実際の単純部品の成形には適しているが、複雑なプレス成形には適した方案が提示されていない。
中国公開特許第１０１６３８７４９号公報 中国公開特許第１０３０６０６７８号公報 韓国公開特許第２０１２−００７０７３９号公報 韓国公開特許第２０１４−００６０５７４号公報 国際特許出願第ＰＣＴ／ＪＰ２０１２／００５７０６号
本発明は、降伏強度に優れるため、衝突構造部材への適用が容易であり、さらに、穴拡げ性に優れるため、優れたプレス成形性を確保できる超高強度鋼板及びその製造方法を提供することを一目的とする。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０４〜０．１７％、ケイ素（Ｓｉ）：２％以下、マンガン（Ｍｎ）：４〜１０％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％を含まない）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０％を含まない）、アルミニウム（Ａｌ）：０．５％以下（０％を含まない）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％を含まない）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記Ｃ及びＭｎは下記関係式１を満たし、微細組織として、体積分率２０％以上の残留オーステナイト及び５０％以上の焼鈍マルテンサイトを含む、成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板を提供する。
［関係式１］
Ｃ＋（Ｍｎ／２５）≦０．４６
本発明の他の一側面は、上述した成分組成及び関係式を満たす鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度範囲に再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブをＡｒ３〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻取する段階と、上記巻取された熱延鋼板をＡｃ１〜Ａｃ１＋（（Ａｃ３−Ａｃ１）／２）の温度範囲で３０分間以上熱処理する段階と、上記熱処理された熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、上記製造された冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で３０秒間以上の１次焼鈍熱処理を行った後に冷却する段階と、上記１次焼鈍熱処理及び冷却された冷延鋼板を５５０〜６２０℃の温度範囲で３０分間以上の２次焼鈍熱処理を行う段階と、を含む、成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法を提供する。
本発明によると、自動車構造部材で要求される衝突性能及び成形性を向上させるための機械的物性、即ち、降伏強度、伸び率、及び穴拡げ性の全てに優れた超高強度鋼板を提供するという効果がある。
このような本発明の超高強度鋼板は、冷間プレス成形に適した長所があり、既存の熱間プレス成形部品を低コストの冷間プレス成形部品に置き換えることができ、高温成形時におけるＣＯ２発生などを抑制することで、環境に優しい素材として有利な効果がある。
図１は、本発明の一実施例による発明鋼４の最終焼鈍（２次焼鈍）熱処理時の温度による機械的物性の変化をグラフ化したものである。 図２は、Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃを用いて計算した０．１４Ｃ−７Ｍｎ−１Ｓｉ鋼（発明鋼４に該当する）の平衡状態図を示したものである（ここで、Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃは、Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ Ｓｏｆｔｗａｒｅ社の熱力学計算プログラムを意味する）。 図３は、本発明の一実施例による発明鋼７の最終焼鈍（２次焼鈍）熱処理時の温度による機械的物性の変化をグラフ化したものである。 図４は、本発明の一実施例による発明鋼７の最終焼鈍後のＴＥＭ析出物を観察した写真（４ａ）及びＥＤＳ結果（４ｂ）を示したものである（４ａの数値は析出物の大きさ（直径）を示したものである）。 図５は、本発明の一実施例による発明鋼７の工程別微細組織及び相分率の変化を観察した結果を示したものである。
本発明者らは、既存の熱間プレス成形（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ）に比べてコストダウンが可能な冷間プレス成形に適し、かつ、熱間プレス成形部品に比べて同等以上の機械的物性を有する鋼材を開発するために鋭意研究を重ねた結果、鋼成分組成及び製造条件の最適化から冷間プレス成形性に適した微細組織を有する鋼板を提供することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面である成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０４〜０．１７％、ケイ素（Ｓｉ）：２％以下、マンガン（Ｍｎ）：４〜１０％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％を含まない）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０％を含まない）、アルミニウム（Ａｌ）：０．５％以下（０％を含まない）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％を含まない）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記Ｃ及びＭｎは下記関係式１を満たすことが好ましい。
［関係式１］
Ｃ＋（Ｍｎ／２５）≦０．４６
以下では、本発明で提供する超高強度鋼板の合金成分組成を上記のように制限する理由について具体的に説明する。ここで、各成分の含量は、特に言及しない限り、重量％を意味する。
Ｃ：０．０４〜０．１７％
炭素（Ｃ）は、残留オーステナイトの安定化のために添加される重要な元素であり、このためには、０．０４％以上添加されることが好ましい。しかしながら、その含量が０．１７％を超えると、Ｍｎとの関係が本発明で提案する範囲を満たさず、自動車構造部材の主な接合技術である点溶接性が劣化するという問題がある。
よって、本発明におけるＣの含量は０．０４〜０．１７％に制限することが好ましい。
Ｓｉ：２％以下
ケイ素（Ｓｉ）は、フェライト中の炭化物の析出を抑制し、フェライト中の炭素がオーステナイトに拡散することを助長する元素で、残留オーステナイトの安定化に寄与する。このようなＳｉの含量が２％を超えると、熱間及び冷間圧延性が非常に劣化し、鋼の表面にＳｉ酸化物を形成して溶融めっき性を阻害するため、その含量は２％以下に制限することが好ましい。
一方、本発明では、上記したＳｉの含量が０％であってもよいが、これは、後述するように、Ｍｎを多く含有すると、Ｓｉを添加しなくても残留オーステナイトの安定性の確保が容易になるためである。
Ｍｎ：４〜１０％
マンガン（Ｍｎ）は、残留オーステナイトの形成及び安定化とともに、冷却時にフェライト変態を抑制するために、変態組織鋼における必須元素である。このようなＭｎを４％未満添加すると、フェライト変態が発生しやすくなり、オーステナイトの確保が十分ではないため、引張強度と伸び率との積の値を２５，０００ＭＰａ％以上に確保することが難しくなる。一方、Ｍｎを１０％を超えて添加すると、Ｃとの関係が本発明で提案する範囲を満たさないという問題がある。
よって、本発明におけるＭｎの含量は４〜１０％に制限することが好ましい。
一方、本発明は、上記Ｃ及びＭｎの関係が下記関係式１を満たすことが好ましいが、下記値が０．４６を超えると、穴拡げ性（ＨＥＲ）を安定して確保できなくなるため、下記関係式１の値は０．４６以下を満たすことが好ましい。
［関係式１］
Ｃ＋（Ｍｎ／２５）≦０．４６
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）
リン（Ｐ）は固溶強化元素であるが、その含量が０．０５％を超えると、溶接性が低下し、鋼の脆性が発生する恐れが大きくなる。そのため、その上限を０．０５％に限定することが好ましく、より好ましくは０．０２％に制限することが好ましい。
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
硫黄（Ｓ）は、鋼中の不純物元素で、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。その含量が０．０２％を超えると、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高くなるため、その上限を０．０２％に限定することが好ましい。
Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）
アルミニウム（Ａｌ）も、フェライト中の炭化物の生成を抑制することで、残留オーステナイトの安定化に寄与する。しかしながら、その含量が多いと、鋳造時にモールドフラックスとの反応によって、健全なスラブの製造が難しくなり、表面酸化物を形成して溶融めっき性を阻害するという問題がある。また、ＡｌはＡｃ１を引き上げる元素であるため、その含量を０．５％以下に制限することが好ましい。
Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）
窒素（Ｎ）は、オーステナイトを安定化させるのに有効な作用をもつ成分であるが、その含量が０．０２％を超えると、脆性が発生する恐れが大きくなり、Ａｌと結合してＡｌＮを過多析出し、連鋳品質を低下させるため、その上限を０．０２％に制限することが好ましい。
本発明の超高強度鋼板は、上述の成分の他にも、機械的性質などを向上させるために、次のような成分をさらに含むことができる。
まず、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶのうち１種以上をさらに含むことができる。
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の硬化能を高めてフェライトの形成を抑制するのに有効であり、さらに、焼鈍後の冷却時にフェライトの形成を抑制するという効果がある。また、微細な炭化物を形成することによる強度増加への寄与も大きい。このようなＭｏの含量が０．５％を超えると、合金投入量の過多によって、合金鉄のコストアップに繋がるため、その含量を０．５％以下に制限することが好ましい。
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）
チタン（Ｔｉ）は、微細な炭化物を形成して強度の確保に寄与する元素である。また、Ｔｉは窒化物形成元素であって、鋼中のＮをＴｉＮとして析出させてスカベンジング（Ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）を行い、ＡｌＮ析出を抑制することで、連続鋳造時にクラックが発生する恐れを低下させるという長所がある。このようなＴｉは、化学当量的に４８／１４＊［Ｎ］以上添加することが好ましいが、その含量が０．１％を超えると、炭化物の粗大析出及び鋼中炭素量の低減によって強度が減少し、連続鋳造時にノズルが詰まる原因にもなるという問題がある。
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイト粒界に偏析し、焼鈍熱処理時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、微細な炭化物の形成によって強度を増加させる元素である。このようなＮｂの含量が０．１％を超えると、炭化物の粗大析出及び鋼中炭素量の低減によって強度が減少することがあり、合金投入量の過多によって合金鉄のコストアップを招くという問題がある。
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）
バナジウム（Ｖ）は、低温析出物を形成することによって強度の増加に寄与する元素である。このようなＶの含量が０．２％を超えると、炭化物の粗大析出及び鋼中炭素量の低減によって強度が減少することがあり、合金投入量の過多によって合金鉄のコストアップを招くため、好ましくない。
また、本発明は、Ｚｒ及びＷのうち１種以上をさらに含むことができる。
Ｚｒ：０．００１〜０．１％及びＷ：０．００１〜０．５％のうち１種以上
ジルコニウム（Ｚｒ）とタングステン（Ｗ）は、上記Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏと同様に、鋼板の析出強化及び結晶粒の微細化に有効な元素である。上記Ｚｒ及びＷの含量がそれぞれ０．００１％未満であると、上述の効果を確保することが難しくなり、Ｚｒの含量が０．１％、Ｗの含量が０．５％を超えると、上記効果が飽和し、製造コストが上昇し、さらに、析出物が過多に形成され、延性を低下させる恐れがある。
また、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＣｒのうち１種以上をさらに含むことができる。
Ｎｉ：１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、及びＣｒ：１％以下（０％を含まない）のうち１種以上
ニッケル（Ｎｉ）、銅（Ｃｕ）及びクロム（Ｃｒ）は、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素で、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＡｌなどとともに複合作用し、オーステナイトの安定化に寄与する。しかしながら、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＣｒの含量がそれぞれ１％、０．５％、１％を超えると、製造コストが過度に上昇するという問題がある。
その中でも、Ｃｕは、熱延時に脆性をもたらす恐れがあるため、上記Ｃｕが添加される場合にはＮｉを複合添加することがより好ましい。
また、Ｓｂ、Ｃａ、及びＢのうち１種以上をさらに含むことができる。
Ｓｂ：０．０４％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、及びＢ：０．０１％以下（０％を含まない）のうち１種以上
アンチモン（Ｓｂ）は、粒界偏析によるＳｉ、Ａｌなどの表面酸化元素の移動を阻害し、めっき表面品質を向上させるという効果があるが、その含量が０．０４％を超えると、効果が飽和する。
カルシウム（Ｃａ）は、硫化物の形態を制御して加工性を向上させるのに有効な元素であり、その含量が０．０１％を超えると、上述の効果が飽和する。
また、ホウ素（Ｂ）は、Ｍｎ、Ｃｒなどとの複合効果によって焼入れ性を向上させ、高温での冷却時に軟質フェライト変態を抑制するという長所があるが、その含量が０．０１％を超えると、めっき鋼板に製造するとき、表面に過多のＢが濃化してめっき密着性を劣化させる恐れがあるため、その上限を０．０１％に限定することが好ましい。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の鉄鋼製造過程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入される可能性があり、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の鉄鋼製造過程における技術者であれば、だれでも分かるものであるため、それについての全ての内容は本明細書で言及しない。
上述した成分組成を満たす本発明の超高強度鋼板は、微細組織として、体積分率２０％以上の残留オーステナイト、及び５０％以上の焼鈍マルテンサイトを含むことが好ましく、残部としては、フレッシュマルテンサイト（Ｆｒｅｓｈ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）及びイプシロンマルテンサイト（ε−ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を含むその他の相で構成されることができる。
このように、本発明は、残留オーステナイトと焼鈍マルテンサイトを複合的に含むことで、引張強度９８０ＭＰａ以上でありながら、降伏強度に優れるため、降伏比（降伏強度／引張強度）を０．６以上に確保することができ、さらに、引張強度と伸び率との積が２５，０００ＭＰａ％以上であり、穴拡げ性を１５％以上に確保することができる。
若し、残留オーステナイトが２０％未満であるか、或いは、焼鈍マルテンサイトが５０％未満であると、超高強度だけでなく、延性及び穴拡げ性を安定して確保できないという問題がある。
一方、本発明に係る超高強度鋼板は、後述する製造工程によって製造されるが、１次焼鈍段階後の微細組織、即ち、２次焼鈍段階前の微細組織は、マルテンサイトと残留オーステナイトの２相を含むことが好ましく、このとき、残留オーステナイトを１％以上含むことが好ましい。
これは、冷間圧延された鋼板を焼鈍処理する際に生じる再結晶に起因した相間の硬度差を抑制するためであるとともに、２次焼鈍段階でオーステナイトの形成を促進することで、最終組織内の残留オーステナイトの分率を高めるためである。
上述した成分組成と微細組織を有する本発明の鋼板は、冷延鋼板だけでなく、溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることができる。
以下、本発明の一側面による成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
先ず、本発明に係る鋼板のうち、冷延鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
本発明に係る冷延鋼板は、本発明で提案する成分組成及び成分の関係を満たす鋼スラブを、再加熱−熱間圧延−巻取り−熱処理−冷間圧延−多段焼鈍工程を経ることによって製造されることができ、以下では、それぞれの工程条件について詳細に説明する。
（鋼スラブの再加熱）
本発明では、熱間圧延を行う前に、鋼スラブを再加熱して均質化処理する工程を行うことが好ましく、このとき、１１００〜１３００℃で再加熱工程を行うことが好ましい。
再加熱温度が１１００℃未満であると、後続する熱間圧延時に荷重が急激に増加するという問題がある。一方、１３００℃を超えると、表面スケールの量が増加して材料の損失に繋がり、Ｍｎが多く含有された場合には、液相が存在することがあるため、１１００〜１３００℃に制限することが好ましい。
（熱間圧延）
上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板として製造することが好ましく、このとき、Ａｒ３以上１０００℃以下の温度で仕上げ熱間圧延を行うことが好ましい。
仕上げ熱間圧延温度がＡｒ３（冷却時にオーステナイトがフェライトに変態し始める温度）未満であると、フェライト＋オーステナイトの２相域又はフェライト域における圧延が行われて混粒組織が形成され、熱間圧延荷重の変動による誤作動が起きる恐れがあるため、好ましくない。一方、仕上げ熱間圧延温度が１０００℃を超えると、スケールによる表面欠陥を誘発する可能性が高くなるため、好ましくない。
（巻取り）
上記のように製造された熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻取することが好ましい。
上記において、巻取り温度が７２０℃を超えると、鋼板表面の酸化膜が過多に形成され、欠陥を誘発する可能性があるため、その上限を７２０℃に制限することが好ましい。
一方、巻取り温度が低くなるほど、熱延鋼板の強度が高くなり、後工程である冷間圧延の圧延荷重が高くなるという短所があり、本発明のようにＭｎが多く含有される場合には、増加された焼入れ性によって、熱延巻取り後の常温への冷却時に、フェライトなどの軟質な相に変態することなく、マルテンサイトが多く導入され、熱延強度が非常に高くなる。そこで、本発明では、冷間圧延を行う前に、次のような熱処理を行う。このように熱処理を行う場合には、上記巻取り温度が低くても問題にはならないため、その下限温度については特に制限しない。
（熱処理）
上記巻取された熱延鋼板を冷間圧延する前に、一定の温度範囲で熱処理を行うことが好ましい。このとき、Ａｃ１〜Ａｃ１＋（（Ａｃ３−Ａｃ１）／２）の温度範囲で３０分間以上行うことが好ましい。
ここで、Ａｃ１は、低温から昇温する場合にオーステナイトが出現し始める温度であり、Ａｃ３は、昇温時にオーステナイトが１００％変態する温度を意味する。これらは、相平衡温度ではない実際の昇温時における相変態速度（ｋｉｎｅｔｉｃ）を考慮した温度である。
本発明では、鋼中に含有された多量のＭｎに起因して熱延巻取り後にマルテンサイトが多く形成され、高合金に起因したオーステナイトが一部存在する。このような熱延鋼板を昇温する場合、マルテンサイトの焼戻しによって強度が減少するが、焼戻しだけでは、強度を効果的に低減するのに限界がある。よって、Ａｃ１以上に熱処理を行うことによって、オーステナイトが追加的に出現し、ＢＣＣ構造であるマルテンサイトからオーステナイトに炭素が効果的に移動しながら強度が低くなる。しかし、熱処理温度が高くなると、オーステナイトが過度に出現するようになり、この場合、冷間圧延時にマルテンサイトに多く変態することによって、却って冷間圧延荷重が高くなるという短所がある。そのため、本発明では、巻取り後に冷間圧延を行う前に、Ａｃ１〜Ａｃ１＋（（Ａｃ３−Ａｃ１）／２）の温度範囲で冷延前熱処理を行うことが好ましい。
（酸洗及び冷間圧延）
上記熱処理された熱延鋼板は、酸洗処理して酸化層を除去した後、鋼板の形状及び厚さを合わせるために、冷間圧延を行うことで冷延鋼板を製造することが好ましい。
上記冷間圧延は、顧客が要求する厚さを確保するための工程であり、このとき、圧下率は特に制限しない。通常、後続する焼鈍工程における再結晶を考慮して、冷間圧下率の下限を限定するが、本発明では、１次焼鈍時にＡｃ３以上でオーステナイト単相焼鈍を行うため、制限しない。
（焼鈍）
本発明は、降伏強度、伸び率、及び穴拡げ性にともに優れた超高強度鋼板を製造するためのもので、このような鋼板を得るためには、後続する焼鈍工程を制御することが重要である。
特に、最終微細組織として、残留オーステナイトと焼鈍マルテンサイトを複合して確保し、これから意図する機械的物性を持たせるためには、最終焼鈍（後述する２次焼鈍熱処理に該当する）における温度範囲が非常に重要となる。
１次焼鈍熱処理
上記のように製造された冷延鋼板は、Ａｃ３以上の温度で３０秒間以上焼鈍熱処理し、その後、冷却工程を行うことが好ましい。
本発明において、上記のように１次焼鈍熱処理を行うのは、最終焼鈍（後述する２次焼鈍熱処理に該当する）後に焼鈍マルテンサイトと残留オーステナイトの２相組織を主相として確保するためである。また、冷間圧延された鋼板を１次焼鈍熱処理することなく最終焼鈍する場合に冷間圧延時に導入された変形した焼鈍マルテンサイトが最終焼鈍時に再結晶されることによって発生する相間の硬度差を抑制するためである。よって、１次焼鈍熱処理時には、単相域焼鈍を行うことが好ましく、少なくとも３０秒間以上行うことが好ましい。
２次焼鈍熱処理
上記１次焼鈍熱処理及び冷却された冷延鋼板は、２相域の温度範囲で焼鈍熱処理することが好ましく、より好ましくは、５５０〜６２０℃の温度範囲で３０分間以上の２次焼鈍熱処理を行うことが好ましい。
上記２次焼鈍熱処理に際して、その温度が５５０℃未満であると、オーステナイトが十分に形成できず、強度及び延性を安定して確保することができなくなるという問題があり、６２０℃を超えると、強度及び延性は十分に確保できるが、過度に多く形成されたオーステナイトへのＣ、Ｍｎなどの分配が過度になって、相間の硬度差が大きくなり、穴拡げ性が劣化するという問題がある。
また、上記２次焼鈍熱処理時間が３０分間未満であると、残留オーステナイト相が２０％未満に形成され、意図する機械的物性を全て確保できなくなるという問題があるため、３０分間以上行うことが好ましい。
本発明に係る焼鈍工程を適用する場合、既存の熱間プレス成形の代わりに、相対的に安価な冷間プレス成形を行っても、成形後の加工硬化によって部品の降伏強度水準が高いため、熱間プレス成形部品に適用が可能であり、伸び率が数％水準である熱間プレス成形部品に比べて高い伸び率を有することで、部品製造後の衝突エネルギーの吸収能に非常に優れるという長所がある。
一方、上記の工程を全て経て製造された冷延鋼板を亜鉛めっき浴又は亜鉛合金めっき浴に浸漬することで、溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層を有するめっき鋼板を製造することができる。
このとき、亜鉛合金めっき浴としては、亜鉛−アルミニウムめっき浴、亜鉛−アルミニウム−マグネシウムめっき浴などを用いることができる。
それ以外にも、アルミニウム−ケイ素めっき浴、アルミニウム−ケイ素−マグネシウムめっき浴を用いてめっき鋼板を製造することもできる。
さらに、上述のめっき層を有するめっき鋼板を４８０〜６００℃の温度で合金化熱処理することで、合金化めっき鋼板を製造することができる。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであるだけで、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲が特許請求の範囲に記載された事項とそこから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
下記表１の成分組成を有する鋼を３０ｋｇのインゴットとして真空溶解した後、これを１２００℃の温度で１時間維持し、熱間圧延して９００℃で仕上げ圧延を完了した。次いで、６００℃に予め加熱された炉に挿入して１時間維持し、炉冷することで熱延巻取りを模写した。次に、試片を常温まで冷却した後、６００℃で１０時間熱処理を行い、これらを酸洗及び５０％冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。
上記製造された冷延鋼板を下記表２に示された条件にて焼鈍熱処理（最終焼鈍のみ、又は、１次及び２次（最終焼鈍）の全て）を行った後、各試片に対して機械的物性を測定した結果を下記表２に示した。
Figure 0006654698
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（上記表２において、ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）は降伏強度、ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）は引張強度、Ｅｌ（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）は伸び率、ＨＥＲ（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｉｏ）は穴拡げ性を意味する。上記表２において、ＨＥＲが未測定の例は、伸び率又はＴＳ＊Ｅｌ値が低いため、評価が不要であったり、同一の熱処理条件であったったりした場合に評価を行っていない例である。）
本発明では、上記表２において、穴拡げ性を評価した試料を活用して、ＴＳ＊ＨＥＲ回帰式を次のように導出した。ここで、独立変数としては、成分組成（重量％）、２次焼鈍熱処理温度（℃）、及び時間（ｈｏｕｒ）を利用した。
［ＴＳ＊ＨＥＲ回帰式］
ＴＳ＊ＨＥＲ＝３６５３５９−（２８７０６＊Ｃ）−（１０００＊Ｓｉ）−（５２０５＊Ｍｎ）−（１９４６６４＊Ｔｉ）＋（１５３９０８＊Ｎｂ）＋（４４０１９＊Ｖ）−（２０３９７＊Ｍｏ）−（１１３０５＊Ａｌ）−（４４１０７５９＊Ｐ）＋（２５９６５２＊Ｓ）＋（１５１０５５８＊Ｎ）−（４４２＊温度）−（５３７＊時間）
また、本発明では、上記回帰式でＨＥＲを決定する主な因子の１つであるＣ及びＭｎに対して相互間の影響を確認し、関係式１を導出した。
より具体的には、上記ＣとＭｎの係数を、それぞれの原子量である１２と５４．９で割ると、それぞれ２３９２．２と９４．８が得られる。これは、ＣがＭｎに比べて約２５倍の影響を有することを示しており、これを反映して、Ｃ＋（Ｍｎ／２５）の値を、本発明で要求する強度及び穴拡げ性を同時に確保できる因子として活用した。
特に、本発明で提案する合金成分を満たしていない比較鋼では、Ｃ＋（Ｍｎ／２５）の値がいずれも０．４６８以上を示していることから、強度及び穴拡げ性を同時に達成しようとする本発明では、Ｃ＋（Ｍｎ／２５）の値が０．４６以下を満たす必要がある。
上記表１及び２から分かるように、本発明の合金成分組成及び製造条件を全て満たす発明例１〜２２では、１０００ＭＰａ以上の引張強度だけでなく、降伏強度を７００ＭＰａ以上に確保することができ、０．６以上の降伏比を有する鋼板を得ることができる。また、伸び率を２１％以上に確保することで、ＴＳ＊Ｅｌの値が２５，０００ＭＰａ％以上になるとともに、穴拡げ性を１５％以上に確保することができ、プレス成形性に有利な効果がある。
しかしながら、本発明の成分組成を満たしていても、焼鈍熱処理条件が本発明から外れた場合（比較例３〜４、７〜９、１７〜３１）には、本発明で要求する物性を満たすことができなかった。
特に、焼鈍熱処理時に、最終焼鈍のみを行った比較例４、８、２３〜２５、２８〜２９、及び３１では、強度、延性、及び穴拡げ性のいずれか１つ以上の物性が劣位であった。
また、１次及び２次焼鈍熱処理を全て行っても、最終焼鈍時の温度が６２０℃を超えると（比較例３、７、９、１７、２２、２６、２７、及び３０）、いずれの場合であっても穴拡げ性が劣位であったが、最終焼鈍時の温度が５５０℃未満（比較例１８〜２０）及び最終焼鈍時雄の時間が３０分間未満（比較例２１）であると、延性が不十分なため、ＴＳ＊Ｅｌの値が２５，０００ＭＰａ％未満であり、穴拡げ性の評価が不要な程度であった。
さらに、鋼成分組成が本発明を満たしていない鋼種を用いた場合、製造条件が本発明を満たしていても、鋼成分組成が本発明を満たしていない比較例１及び２では、強度が不十分なため、ＴＳ＊Ｅｌの値を２５，０００ＭＰａ％以上に確保することができず、穴拡げ性の評価が不要な程度であった。
また、比較例１２、３２〜３３では、強度及び延性を確保することはできたが、穴拡げ性が劣位であり、比較例３４では、強度、延性、及び穴拡げ性のいずれにおいても劣位であった。
鋼成分組成及び製造条件をいずれも満たしていない比較例５、１０〜１１、及び１３〜１６では、いずれも穴拡げ性が劣位であった。
一方、発明鋼４の成分組成を有する冷延鋼板を７５０℃で３時間熱処理（１次焼鈍）した素材を、更に３００〜６３０℃で３時間熱処理（２次焼鈍）した後、物性を評価した結果を図１に示した。
その結果、２次焼鈍時に、５００℃以下で熱処理した試料はＴＳ＊Ｅｌ値が２５，０００ＭＰａ％未満の値を示しており、それぞれ６００℃と６３０℃で熱処理した試料は非常に高いＴＳ＊Ｅｌ値を示しており、ＹＲもいずれも０．６以上であった。しかし、穴拡げ性の側面から、６３０℃で熱処理した試料は、ＨＥＲ値が５％であったが、６００℃で熱処理した試料は２８％と非常に高いＨＥＲ値を示していることが確認できる。
特に、図１から分かるように、２次焼鈍時に熱処理温度が上昇するにつれて引張強度が徐々に低くなり、再び高くなる挙動を示しているが、３００〜５００℃の熱処理は、１次熱処理（１次焼鈍）において形成されたマルテンサイトの焼戻しによる強度の低下及び伸び率の増加によるものと考えられる。
また、３００〜５００℃の低温度での２次焼鈍時に、３時間よりも遥かに長い時間熱処理を行う場合には、図２の平衡状態図に示すように、ＦＣＣ構造のオーステナイトが多く形成されることがあるものの、オーステナイト中にＣ、Ｍｎなどが分配されることによって、相間の硬度差が発生し、ＨＥＲが低くなると考えられる。
さらに、２次熱処理温度を５００℃を超える温度に高めることで、伸び率が急激に増加するが、６３０℃で熱処理する場合は、６００℃に比べて引張強度も再び増加する傾向にある。これは、焼鈍温度が高いために２次焼鈍熱処理時にオーステナイトの量が増加し、焼鈍マルテンサイトの強度が低くなることによる相間の硬度差が増加し、穴拡げ性が劣化するものである。
これに加えて、発明鋼７の成分組成を有する冷延鋼板を用いて最終熱処理（２次焼鈍）時の温度変化による物性変化を図３に示した。
その結果、図３に示すように、５７０℃と６００℃で熱処理を行った場合に比べて、６３０℃で熱処理を行う場合に引張強度が増加しており、ＴＳ＊Ｅｌ値も向上する傾向にあった。これは、上記発明鋼４を用いた場合と同様である。また、穴拡げ性（ＨＥＲ）においても、５７０℃と６００℃で熱処理を行った場合は非常に優れた値を示したが、６３０℃で熱処理を行った場合は急激に低下した。
上記発明鋼７は、Ｍｏをさらに含む鋼種であって、Ｍｏが添加されていない鋼である発明鋼４に比べて高い降伏強度を示すことを確認することができる。これは、発明鋼７を用いた発明例１６の微細組織をＴＥＭで観察することによって明らかに確認できるが、図４ａに示したように、３０ｎｍ以下の非常に微細な炭化物、即ち、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ）Ｃの形成に起因したものである。
このとき、ＴＥＭ測定のための試片は、炭素薄膜抽出法を用いて作製した。
一方、本発明者らは、発明鋼７の成分組成を用いた発明例１６に対する熱延〜最終焼鈍熱処理（２次焼鈍）までのＳＥＭ微細組織及び相分率の変化を観察し、その結果を図５に示した。このとき、ＳＥＭ観察時のエッチングとしてはナイタルエッチングを活用したが、微細組織が非常に微細で、相の区別が容易でなかったため、相分率の測定はＸ−ｒａｙ法を活用して測定した。相分率において、αは、ＢＣＣ構造を有するマルテンサイト、焼鈍マルテンサイト、フェライトを全て表現するものである。
図５に示したように、熱間圧延後の冷却時にマルテンサイトへの変態が進行することが確認できるが、これは、上記発明鋼７がＭｎを７％以上（７．１６％）含む鋼種であり、高い硬化能（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）に起因する。
特に、熱延鋼板の場合、マルテンサイト相が９５．８％と高いマルテンサイト相分率であることにより、熱延鋼板の引張強度が１５００ＭＰａ以上となり、冷間圧延が難しい。しかしながら、本発明では、上記熱延鋼板に対して一定の温度範囲で３０分間以上の熱処理（冷延前熱処理）を行うことで、熱処理後、高い分率の残留オーステナイト相を得ることができ、熱延鋼板で観察されたマルテンサイト相が逆変態して、一部がオーステナイトに変態し、残部は焼鈍マルテンサイト組織に変態したことが確認できる。
その後、顧客社で要求する厚さに冷間圧延を行った場合は、オーステナイトのほとんどが変形によってマルテンサイトに変態し、焼鈍マルテンサイトは冷間変形によって転位密度が高くなる。即ち、冷間圧延後に９８．４％の分率として示されるαは、オーステナイトの変形によってマルテンサイトに変態したものと、焼鈍マルテンサイトが冷間変形によって転位密度が高くなったものとがそれぞれ、約１／２ずつで構成される。
本発明では、このような冷延鋼板に対して１次焼鈍熱処理を行うが、Ａｃ３以上で熱処理することで、１２．２％の残留オーステナイトが残存することが確認でき、その後、６００℃で３時間の最終焼鈍熱処理を行った場合、オーステナイトの形成が促進し、３５．８％の分率を確保することが確認できる。
上述した工程別微細組織相分率の観察結果から、４〜１０％のＭｎを含有する本発明では、冷間圧延時の強度を低くする必要があり、そのためには、冷延前熱処理を行うことが好ましいが、Ｍｎの含量によってＡｃ１が変わるため、適正な温度範囲で熱処理を行うことが好ましい。
上記図１から分かるように、最終焼鈍熱処理時に６００℃と６３０℃で熱処理を行うにあたり、ＨＥＲ値が急激に変化する傾向は、多様な成分系において同様に示されるが、発明鋼１を用いた発明例１と比較例３、発明鋼２を用いた発明例２と比較例７、発明鋼３を用いた発明例３と比較例９、発明鋼６を用いた発明例１４、比較例２７において同様の結果となることが確認できる。
しかし、６００℃で最終焼鈍熱処理を行った比較鋼７と、比較鋼８を用いた比較例３２〜３４では、Ｃ含量が類似しているにもかかわらず、非常に低いＨＥＲ値となっているが、これは、Ｍｎ含量が過度に多く、Ｃ＋（Ｍｎ／２５）値がそれぞれ０．４７及び０．５１となり、本発明を満たしていないためである。一方、Ｃ含量が低くてＭｎ含量が高い発明鋼１１では、Ｃ＋（Ｍｎ／２５）値が０．４０９と低く、穴拡げ性に優れていることが確認できる。
発明鋼４と発明鋼５の成分組成を有する冷延鋼板を用いて最終焼鈍熱処理時における時間の影響を検討したところ、発明例７〜９と比較例２１から分かるように、最終焼鈍時に熱処理時間が１０分と短い比較例２１では、伸び率と穴拡げ性が劣位であったが、熱処理時間が長い発明例７〜９では、いずれにおいても優れた伸び率及び穴拡げ性が得られた。このことから、最終焼鈍熱処理時には、温度だけでなく、時間も最適に制御しなければならない。
また、Ｃの含量が比較的高い比較鋼５の成分組成を有する冷延鋼板を用いながら、最終焼鈍熱処理時の温度を変化させた比較例１２と比較例１３においても、上記発明鋼と類似した結果が得られた。即ち、６００℃で熱処理した素材は６３０℃で熱処理した素材に比べて優れた穴拡げ性を示したが、本発明で目標とする１５％には至らず、さらに、Ｃの含量が高いため、自動車構造部材用鋼材において重要とされている点溶接性が劣位となる短所がある。
本発明では、降伏強度及び引張強度はもちろん、優れた延性及び穴拡げ性を得るために、冷間圧延後に焼鈍熱処理を段階的に行うことを必須条件として提案することが好ましい。
これについては、実施例から明確に確認できるが、発明鋼４の成分組成を有する冷延鋼板を用いた発明例７と比較例２４から分かるように、オーステナイト単相領域での熱処理、即ち、１次焼鈍熱処理を行わない比較例２４では、最終焼鈍熱処理を６００℃で行うことで優れた穴拡げ性が得られたが、０．２％のオフセットで決定された降伏強度が引張強度よりも高く、延性が非常に低いため、本発明で要求するＴＳ＊Ｅｌ値が２５，０００ＭＰａ％以上を満たしていないことが確認された。これは、冷間圧延された素材を直ちに最終焼鈍することによって発生する変形組織の再結晶が完全に行われていないためである。また、１次焼鈍熱処理することなく、最終焼鈍熱処理を６３０℃で行う比較例２５においても、優れた強度及び延性が得られたが、穴拡げ性が非常に劣位となり、このような場合は、冷間プレス成形性が劣位であるため、自動車構造部材への冷間プレス成形用素材として適さない。
一方、Ｍｎの含量が４％未満と低い比較鋼１と比較鋼２では、本発明のように段階的に焼鈍熱処理を行っても、伸び率が低いため、本発明で要求するＴＳ＊Ｅｌ値が２５，０００ＭＰａ％以上を満たしていない。一方、発明鋼９と１０のように、それぞれＭｎを６．１８％、５．２１％含有する場合には、ＴＳ＊Ｅｌ値が２５，０００ＭＰａ％以上を満たしていることが確認できる。

Claims (13)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０４〜０．１７％、ケイ素（Ｓｉ）：２％以下、マンガン（Ｍｎ）：４〜１０％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％を含まない）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０％を含まない）、アルミニウム（Ａｌ）：０．５％以下（０％を含まない）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％を含まない）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、前記Ｃ及びＭｎは下記関係式１を満たし、
    微細組織として、体積分率２０％以上の残留オーステナイト及び５０％以上の焼鈍マルテンサイトを含み、
    引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、降伏比（降伏強度／引張強度）が０．６以上であり、引張強度と伸び率との積が２５，０００ＭＰａ％以上であり、かつ、１５％以上の穴拡げ性を有する、
    成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板。
    ［関係式１］
    Ｃ＋（Ｍｎ／２５）≦０．４６
  2. 前記鋼板は、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％を含まない）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％を含まない）、バナジウム（Ｖ）：０．２％以下（０％を含まない）、及びモリブデン（Ｍｏ）：０．５％以下（０％を含まない）のうちから選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板。
  3. 前記鋼板は、ジルコニウム（Ｚｒ）：０．００１〜０．１％及びタングステン（Ｗ）：０．００１〜０．５％のうちの１種以上をさらに含む、請求項１に記載の成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板。
  4. 前記鋼板は、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％を含まない）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％を含まない）及びクロム（Ｃｒ）：１％以下（０％を含まない）のうちから選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板。
  5. 前記鋼板は、アンチモン（Ｓｂ）：０．０４％以下（０％を含まない）、カルシウム（Ｃａ）：０．０１％以下（０％を含まない）及びホウ素（Ｂ）：０．０１％以下（０％を含まない）のうちの１種以上をさらに含む、請求項１に記載の成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板。
  6. 前記鋼板は、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のうちの１つである、請求項１に記載の成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板。
  7. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０４〜０．１７％、ケイ素（Ｓｉ）：２％以下、マンガン（Ｍｎ）：４〜１０％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％を含まない）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０％を含まない）、アルミニウム（Ａｌ）：０．５％以下（０％を含まない）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％を含まない）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、前記Ｃ及びＭｎは下記関係式１を満たす鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度範囲に再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブをＡｒ３〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を７２０℃以下の温度で巻取する段階と、
    前記巻取された熱延鋼板を常温まで冷却した後、Ａｃ１〜Ａｃ１＋（（Ａｃ３−Ａｃ１）／２）の温度範囲で３０分間以上熱処理する段階と、
    前記熱処理された熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、
    前記製造された冷延鋼板をＡｃ３以上の温度で３０秒間以上の１次焼鈍熱処理を行った後に冷却する段階と、
    前記１次焼鈍熱処理及び冷却された冷延鋼板に対して５５０〜６２０℃の温度範囲で３０分間以上の２次焼鈍熱処理を行う段階と、
    を含む、
    微細組織として体積分率２０％以上の残留オーステナイト及び５０％以上の焼鈍マルテンサイトを含み成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    Ｃ＋（Ｍｎ／２５）≦０．４６
  8. 前記２次焼鈍熱処理された冷延鋼板を亜鉛めっき浴又は亜鉛合金めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層を形成する段階をさらに含む、請求項７に記載の成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層を形成した後、４８０〜６００℃の温度範囲で合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項８に記載の成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  10. 前記鋼板は、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％を含まない）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％を含まない）、バナジウム（Ｖ）：０．２％以下（０％を含まない）、及びモリブデン（Ｍｏ）：０．５％以下（０％を含まない）のうちから選択された１種以上をさらに含む、請求項７に記載の成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  11. 前記鋼板は、ジルコニウム（Ｚｒ）：０．００１〜０．１％及びタングステン（Ｗ）：０．００１〜０．５％のうちの１種以上をさらに含む、請求項７に記載の成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  12. 前記鋼板は、ニッケル（Ｎｉ）：１％以下（０％を含まない）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０％を含まない）及びクロム（Ｃｒ）：１％以下（０％を含まない）のうちから選択された１種以上をさらに含む、請求項７に記載の成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
  13. 前記鋼板は、アンチモン（Ｓｂ）：０．０４％以下（０％を含まない）、カルシウム（Ｃａ）：０．０１％以下（０％を含まない）及びホウ素（Ｂ）：０．０１％以下（０％を含まない）のうちの１種以上をさらに含む、請求項７に記載の成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
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