WO2022075072A1 - 高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにこれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明の一局面に係る高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１４０％、Ｓｉ：０．８０～１．８０％、およびＭｎ：１．８０～２．８０％、を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、走査型電子顕微鏡で観察した組織における面積率で、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ならびに、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡおよびセメンタイトの少なくとも一方からなる硬質相の合計が８５％以上、硬質相であって、短径が０．４μｍ以下かつ長径が１．２μｍ以上の硬質相が０．５％以上、硬質相であって、短径が１．２μｍ以上の硬質相が５．０％以下、前記ベイナイト、前記焼戻しマルテンサイトおよび硬質相以外の組織が１５％以下であり、Ｘ線回折法により測定した体積率で、残留オーステナイトが３．０％以上、７．０％以下である。

Description

高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにこれらの製造方法

　本発明は、高強度冷延鋼板、およびこれを用いた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにこれらの鋼板の製造方法に関する。

　近年、自動車用部材や輸送機械用部材等の高強度化に伴い、これらの部材に用いられる鋼板も高強度化されている。このような高強度鋼板では、高強度化に伴い延性や伸びフランジ性等の加工性が低下している。そのため、自動車用鋼板や輸送機械用鋼板等の高強度鋼板を用いて複雑形状の部材をプレス成形することが困難になっている。

　また、上記高強度鋼板は曲げ性や伸びフランジ性等の局部延性が低下している。そのため、車体構造用部材のうち、衝突時の衝撃エネルギーを吸収することを目的とする部材に上記高強度鋼板を適用すると、衝突変形中に割れてしまうという問題がある。

　これらの問題に対応するため、加工性、および衝突変形中に割れにくい特性（以下「衝突特性」という。）に優れた高強度鋼板の開発が求められている。

　自動車用鋼板を、衝撃エネルギーの吸収を目的として車体構造用部材に適用する場合、当該鋼板には、衝突により大荷重を受け且つ高速変形した際に割れが生じにくいことが要求される。このような部材は、変形の際、座屈による厳しい曲げ変形を受けることとなる。そのため、このような部材に用いられる鋼板には、曲げ性・伸びフランジ性といった局部延性に優れる高強度鋼板が適していると考えられる。

　鋼板の上記特性に関する技術について開示する文献として、例えば特許文献１および特許文献２が挙げられる。

　特許文献１には、伸び、曲げ性、および穴拡げ性（伸びフランジ性）を含む加工性に優れためっき鋼板として、金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して低温変態生成相を７０面積％以上含み、金属組織全体に対してパーライト、焼入れマルテンサイト、および焼入れマルテンサイトと残留オーステナイトとの複合相であるＭＡ混合相が１５面積％以下である高強度めっき鋼板が開示されている。

　特許文献２には、延性および伸びフランジ性で評価される加工性と、衝突特性の両方に優れた高強度冷延鋼板として、焼入マルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ組織の円相当直径が２．０μｍ以下であり、残留オーステナイトの体積率Ｖ_γに対するＭＡ組織の面積率Ｖ_ＭＡの比Ｖ_ＭＡ／Ｖ_γが、０．５０≦Ｖ_ＭＡ／Ｖ_γ≦１．５０を満足する高強度冷延鋼板が開示されている。

　しかしながら、本願発明者らが検討したところ、特許文献１および特許文献２に開示された鋼板には、伸びフランジ性および曲げ性にさらなる向上の余地があると考えられる。

　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板、ならびに当該高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。また、これらの高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することにある。

特許第６０８５３４８号公報 特許第６５５４３９６号公報

　本発明者らは、種々検討した結果、上記目的は、以下の発明により達成されることを見出した。

　本発明の一局面に係る高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１４０％、Ｓｉ：０．８０～１．８０％、およびＭｎ：１．８０～２．８０％、を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、走査型電子顕微鏡で観察した組織における面積率で、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ならびに、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡおよびセメンタイトの少なくとも一方からなる硬質相の合計が８５％以上、前記硬質相であって、短径が０．４μｍ以下かつ長径が１．２μｍ以上の硬質相が０．５％以上、前記硬質相であって、短径が１．２μｍ以上の硬質相が５．０％以下、前記ベイナイト、前記焼戻しマルテンサイトおよび前記硬質相以外の組織が１５％以下であり、Ｘ線回折法により測定した体積率で、残留オーステナイトが３．０％以上、７．０％以下である。

　本発明の他の一局面に係る溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に設けられた溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する。

　また、本発明の他の一局面に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、上記の成分組成を満足する鋼スラブに、熱間圧延および冷間圧延を順に施す圧延工程と、前記鋼スラブを冷間圧延して得られた鋼板を、７００℃以上での昇温速度を１．５℃／秒以上３０℃／秒以下として、（Ａｃ_３点＋２００℃）以下の温度域に加熱する加熱工程と、前記加熱工程を経た前記鋼板を１０秒以上１００秒以下保持する均熱工程と、前記均熱工程を経た前記鋼板を１０℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で１００℃以上４１０℃以下の第１の冷却温度まで冷却する第１の冷却工程と、前記第１の冷却温度まで冷却された前記鋼板を１００℃以上４１０℃以下の保持温度で１０秒以上８０秒以下保持する保持工程と、前記保持工程を経た前記鋼板を１５℃／秒以上の冷却速度で室温程度まで冷却する第２の冷却工程と、をこの順序で有する。

　本発明の他の一局面に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記の高強度冷延鋼板の製造方法において、さらに、第２の冷却工程の前に、前記鋼板に亜鉛めっき処理を施し、または亜鉛めっき処理に続いて合金化処理を施す。

図１は、本実施形態で規定する硬質相のサイズ・形状を説明するための模式図である。 図２は、焼鈍工程のヒートパターンの模式図であり、同図（Ａ）は基本的パターン、同図（Ｂ）は再加熱工程を有するパターン、同図（Ｃ）はめっき（合金化）工程を有するパターン、同図（Ｄ）は再加熱工程およびめっき（合金化）工程を有するパターンである。

　本発明者らは、引張強さが９００ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板であって、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板を提供するため、鋼板の化学成分組成、構成組織、残留オーステナイト体積率、ＭＡおよびセメンタイトのサイズ・形状に着目して鋭意検討を重ねてきた。具体的には、鋼板の構成組織ならびに組織中に分散するＭＡおよびセメンタイトのサイズ・形状が伸びフランジ性および曲げ性に影響を与えると考え、これらの組織について詳細に調査した。

　その結果、鋼板の化学成分組成、構成組織、残留オーステナイトの体積率、ならびに組織中の所定のサイズ・形状のＭＡおよびセメンタイトの面積率が、それぞれ後述する所定の要件を満足すれば、高強度冷延鋼板において良好な伸びフランジ性および曲げ性が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。

　本発明によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板、ならびに当該高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板および当該高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。

　また、本発明によれば、これらの高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することができる。

　以下の記載において、鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について「高強度」とは、「引張強さが９００ＭＰａ以上」を意味する。また、本発明で規定する「ＭＡ」とは、「Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ」の略であり、焼入れマルテンサイトと残留オーステナイトが複合した組織のことである。

　以下、本発明の一実施形態に係る高強度冷延鋼板およびその製造方法について説明する。

　（高強度冷延鋼板の金属組織）
　本実施形態に係る高強度冷延鋼板は、走査型電子顕微鏡で観察した組織における面積率で、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ならびに、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡおよびセメンタイトの少なくとも一方からなる硬質相の合計が８５％以上、硬質相であって、短径が０．４μｍ以下、長径が１．２μｍ以上の硬質相が０．５％以上、硬質相であって、短径が１．２μｍ以上の硬質相が５．０％以下、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質相以外の組織が１５％以下であり、Ｘ線回折法により測定した体積率で、残留オーステナイトが３．０％以上、７．０％以下である。これにより、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板を得ることができる。

　（硬質相）
　本実施形態で規定する硬質相は、ＭＡおよびセメンタイトの少なくとも一方からなる。また、ＭＡは、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したものである。本実施形態に係る高強度冷延鋼板は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した組織における面積率で、短径が０．４μｍ以下、長径が１．２μｍ以上の硬質相（以下「第１の硬質相」ともいう。）が０．５％以上、短径が１．２μｍ以上の硬質相（以下「第２の硬質相」ともいう。）が５．０％以上である。

　図１は、本実施形態で規定する硬質相のサイズ・形状を説明するための模式図である。以下、図面中に記載の符号は、１：硬質相（第１の硬質相）、２：硬質相（第２の硬質相）を示す。本実施形態では、ＳＥＭを用いて撮影した鋼板断面の観察写真をコンピューターによって画像処理し、当該断面における各硬質相の短径、長径および面積を測定する。

　図１に示すように、本実施形態に係る高強度冷延鋼板の組織では、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトとともに硬質相が存在している。図１に示す硬質相１は、長径が２．５μｍ、短径が０．３μｍであり、第１の硬質相に該当する。硬質相２は、短径が１．４μｍであり、第２の硬質相に該当する。図１に示す硬質相３は、長径が０．９μｍ、短径が０．３μｍであり、第１の硬質相にも第２の硬質相にも該当しない硬質相である。硬質相４は短径が０．７μｍであり、第１の硬質相にも第２の硬質相にも該当しない硬質相である。

　第１の硬質相の面積率が０．５％より低くなると、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性は低下する。その理由については必ずしも明らかにした訳ではないが、おそらく次のように考えることができる。すなわち、第１の硬質相の面積率が０．５％より低くなると、鋼板が伸びフランジ変形や曲げ変形を受けた際に、ミクロクラック・亀裂が鋼板組織内を伝播し易くなり、鋼板の伸びフランジ性・曲げ性が劣化すると推定される。第１の硬質相の面積率は、好ましくは０．５５％以上、より好ましくは０．６０％以上である。

　第１の硬質相、すなわち「短径が０．４μｍ以下、長径が１．２μｍ以上」の硬質相について面積率を規定した理由は次の通りである。短径が０．４μｍ以下の硬質相であれば、鋼板が変形する際に、周囲の組織と同様に変形できると考えられる。また、長径が１．２μｍ以上になると、組織内のミクロクラック・亀裂が伝播する上での障害としての働きが十分に大きくなると考えられる。そのため、「短径が０．４μｍ以下、長径が１．２μｍ以上」の硬質相の面積率によって鋼板の伸びフランジ性および曲げ性を評価できると考えられるからである。

　また、第２の硬質相が面積率で５．０％より高くなると、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性は低下する。その理由については必ずしも明らかにした訳ではないが、おそらく次のように考えることができる。すなわち、第２の硬質相の面積率が５．０％より高くなると、鋼板が伸びフランジ変形や曲げ変形を受けた際にミクロクラックが発生し易くなり、鋼板の伸びフランジ性・曲げ性が劣化すると推定される。第２の硬質相の面積率は、好ましくは４．８％以下、より好ましくは４．６％以下である。

　第２の硬質相、すなわち「短径が１．２μｍ以上」の硬質相について面積率を規定した理由は次の通りである。短径が１．２μｍ以上の硬質相であれば、材料が変形する際に、周囲の組織と同様に変形できず、ミクロクラックの発生源となり得ると考えられる。そのため、「短径が１．２μｍ以上」の硬質相の面積率によって鋼板の伸びフランジ性および曲げ性を評価できると考えられるからである。

　（残留オーステナイト）
　ミクロ組織中の残留オーステナイトについては、高強度冷延鋼板の特性に与える影響が明らかである。そのため、本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、Ｘ線回折法により測定した体積率で、全組織に対する残留オーステナイトの体積率を３．０％以上７．０％以下と規定する。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは３．５％以上、より好ましくは４．０％以上である。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは６．５％以下、より好ましくは６．０％以下である。

　残留オーステナイトの体積率が３．０％未満になると、鋼板の加工時における残留オーステナイトの変態誘起塑性による延性向上効果が乏しくなり、鋼板の延性が低下する。一方、残留オーステナイトの体積率が７．０％を超えると、応力によって残留オーステナイトが加工誘起変態によりマルテンサイトとなり、ミクロクラック・亀裂の発生源となることで、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性が悪化する。

　残留オーステナイトは、ＳＥＭで観察した組織においてベイナイトに含まれ、独立して観察することができない。そのため、本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、ＳＥＭで観察した組織における残留オーステナイトの面積率は規定しない。

　（ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）
　本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、ベイナイト組織および焼戻しマルテンサイトは、高強度冷延鋼板の基地組織を構成する。上述の硬質相の面積率および残留オーステナイトの体積率を満たすために、ＳＥＭで観察した組織における面積率で、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計は、８５％以上とする。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は、好ましくは９０％以上、より好ましくは９５％以上である。本実施形態に係る高強度鋼板は、ベイナイト組織および焼戻しマルテンサイトの両方を含まず、一方だけを含んでいてもよい。

　（その他の組織）
　本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、ＳＥＭで観察した組織において、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質相以外（以下「残部組織」ともいう。）の面積率を合計で１５％以下とする。残部組織を構成する主な組織としては、焼入れままマルテンサイト（本実施形態では焼入れままマルテンサイトに自己焼戻しマルテンサイトを含む。）、ならびに不可避的に形成されるフェライトおよびパーライトが挙げられる。

　残部組織の面積率を合計で１５％以下と規定したのは、鋼板の組織に、硬質の焼入れままマルテンサイトや軟質のフェライト、これらの中間の硬さのパーライトといった硬さの異なる組織が多く混合すると、組織間の硬度差により伸びフランジ性および曲げ性が悪化するためである。残部組織の面積率は合計で、好ましくは１０％以下、より好ましくは５％以下である。

　（化学成分組成）
　本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、化学成分組成は、上述の構成組織、所定のサイズ・形状の硬質相の面積率、残留オーステナイトの体積率を得られるものであれば、特に限定はされない。ただし、Ｃ、ＳｉおよびＭｎに関しては鋼板強度や残留オーステナイト量に与える影響が大きいので、下記の組成範囲に規定する。以下、各元素の組成範囲の規定理由について説明する。以下の化学成分組成の説明における「％」は、いずれも「質量％」を意味する。

　（Ｃ：０．０７０～０．１４０％）
　Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が不足すると、鋼板の引張強さが低下するため、Ｃ量は０．０７０％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．０８０％以上であり、より好ましくは０．０９０％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰になると、粗大なＭＡの面積率および残留オーステナイト体積率が増大し、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性が低下する。そこで、Ｃ量の上限を０．１４０％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．１３０％以下であり、より好ましくは０．１２０％以下である。さらに好ましくは０．１１０％以下である。

　（Ｓｉ：０．８０～１．８０％）
　Ｓｉは、固溶強化元素として知られており、鋼板の延性の低下を抑えつつ、引張強さを向上させることに有効に作用する元素である。また残留オーステナイトの体積率を確保する上でも有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量は０．８０％以上とする必要がある。Ｓｉ量の下限は、好ましくは１．１０％以上であり、より好ましくは１．４０％以上である。

　しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、残留オーステナイトの体積率も多くなり、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性が低下する。そのためＳｉ量の上限を１．８０％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは１．７０％以下であり、より好ましくは１．６０％以下である。

　（Ｍｎ：１．８０～２．８０％）
　Ｍｎは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｍｎ量は１．８０％以上とする必要がある。Ｍｎ量の下限は、好ましくは１．９％以上であり、より好ましくは２．０％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、鋼板の延性および伸びフランジ性が低下する。そのためＭｎ量の上限を２．８０％以下とする。Ｍｎ量の上限は、好ましくは２．７０％以下であり、より好ましくは２．６０％以下である。

　本実施形態に係る高強度冷延鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。ただし、原材料、資材、製造設備等の状況によって不可避的に持ち込まれる不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。こうした不可避不純物としては、例えば、次に説明するＰ、Ｓが挙げられる。

　（Ｐ：０％超、０．０１５％以下）
　Ｐは、不可避的に含まれる元素であり、粒界に偏析して粒界脆化を助長する元素であり、鋼板の曲げ性を劣化させるため、Ｐ量はできるだけ低減することが推奨される。そのためＰ量は０．０１５％以下が好ましく、より好ましくは０．０１３％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｐは鋼中に不可避的に混入する不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。

　（Ｓ：０％超、０．００５０％以下）
　ＳもＰと同様に不可避的に含有する元素であり、介在物を生成し、鋼板の伸びフランジ性を低下させるため、Ｓ量はできるだけ低減することが推奨される。そのためＳ量は、０．００５０％以下が好ましく、より好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下である。なお、Ｓは鋼中に不可避的に混入する不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。

　また、鋼中に含まれる不可避不純物としては、Ｐ、Ｓの他、例えば、Ｎ、Ｏ等が含まれる。Ｎ、Ｏはそれぞれ以下の範囲であることが好ましい。

　（Ｎ：０％超、０．０１００％以下）
　Ｎは、不純物元素として不可避的に存在し、鋼板の曲げ性を劣化させる。こうしたことからＮ量は０．０１００％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００６０％以下であり、さらに好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ量は少なければ少ないほど好ましい。しかし、Ｎ量を０％にすることは工業生産上困難である。

　（Ｏ：０％超、０．００２０％以下）
　Ｏは、不純物元素として不可避的に存在し、鋼板の曲げ性を劣化させる。こうしたことからＯ量は０．００２０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００１５％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。Ｏ量は少なければ少ないほど好ましい。しかし、Ｏ量を０％にすることは工業生産上困難である。

　本実施形態に係る高強度冷延鋼板には、必要に応じて、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａよりなる群から選ばれる１種以上の元素を以下に示す範囲で含有させてもよい。これらの元素を単独または適宜組み合わせて含有させることにより、含有される元素の種類に応じて鋼板の特性がさらに改善される。

　（Ａｌ：０．０１５～０．６０％）
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ａｌ量は０．０１５％以上が好ましく、より好ましくは０．０２５％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。また、Ａｌは、残留オーステナイトの体積率を確保する上でも有効な元素である。しかしながら、Ａｌ量が過剰になると、Ａｃ_３点を過剰に上昇させるおそれがあるとともに、製造コストが増加する。そのため、Ａｌ量の上限は、０．６０％以下が好ましく、より好ましくは０．５５％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。

　（Ｃｒ：０％超、０．６０％以下）
　Ｃｒは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大する。上記効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒ量は０．０５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、不めっきを発生させることがある。そのため、Ｃｒ量の上限は０．６０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．５５％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下であり、さらにより好ましくは０．４５％以下である。

　（Ｔｉ：０．０１０～０．０４０％）
　Ｔｉは、炭化物や窒化物を形成して鋼板の強度を向上させる元素である。また後述するＢによる焼入れ性向上効果を有効に発揮させる上でも有効な元素である。すなわち、Ｔｉは、窒化物を形成することによって鋼中のＮを低減する。その結果、鋼中でのＢ窒化物の形成が抑制され、鋼中のＢが固溶状態となって、Ｂによる焼入れ性向上効果が有効に発揮できる。このように、Ｔｉは焼入れ性を向上させることにより、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉ量は０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０１３％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上である。

　しかしながら、Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ炭化物やＴｉ窒化物が過剰となり、鋼板の伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｔｉ量の上限は０．０４０％以下が好ましく、より好ましくは０．０３５％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。

　（Ｂ：０．００１５～０．００４０％）
　Ｂ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。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｂ量は０．００１５％以上が好ましく、より好ましくは０．００２０％以上でありさらに好ましくは０．００２５％以上である。しかしながら、Ｂ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけである。そのため、Ｂ量は０．００４０％以下が好ましく、より好ましくは０．００３５％以下である。

　（Ｃｕ：０％超、０．３０％以下）
　Ｃｕは、鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大する。上記効果を有効に発揮させるためには、Ｃｕ量は０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｃｕ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｃｕ量の上限は０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。

　（Ｎｉ：０％超、０．３０％以下）
　Ｎｉは、鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大する。上記効果を有効に発揮させるためには、Ｎｉ量は０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｎｉ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｎｉ量の上限は０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２０％以下、さらに好ましくは０．１５％以下である。

　（Ｍｏ：０％超、０．３０％以下）
　Ｍｏは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大する。上記効果を有効に発揮させるためには、Ｍｏ量は０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｍｏ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｍｏ量の上限は０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。

　（Ｖ：０％超、０．３０％以下）
　Ｖは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大する。上記効果を有効に発揮させるためには、Ｖ量は０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ｖ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｖ量の上限は、０．３０以下であることが好ましく、より好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下であり、さらにより好ましくは０．１５％以下である。

　（Ｎｂ：０％超、０．０４０％以下）
　Ｎｂは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大する。上記効果を有効に発揮させるためには、Ｎｂ量は０．００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、Ｎｂ量が過剰になると、曲げ性を劣化させる。そのため、Ｎｂ量の上限は０．０４０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０３５％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。

　（Ｃａ：０％超、０．００５０％以下）
　Ｃａは、鋼中の硫化物を球状化し、曲げ性を高めることに有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大する。上記効果を有効に発揮させるためには、Ｃａ量は０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら、Ｃａ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｃａ量の上限は０．００５０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。

　（高強度冷延鋼板の特性）
　以上説明した化学成分組成、構成組織、残留オーステナイトの体積率、所定のサイズ・形状の硬質相の面積率を満足する本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、引張強度が９００ＭＰａ以上となり、その強度レベルに応じて、延性および伸びフランジ性のすべてに優れたものとなる。

　本実施形態に係る高強度冷延鋼板は、引張強度９００ＭＰａ以上を満足するとともに、例えば、下記特性をいずれも満足することが好ましい。

　伸びＥＬ（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）は好ましくは１２％以上、より好ましくは１３％以上である。伸びフランジ性（穴広げ率λ）は、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上である。ＶＤＡ曲げ角度は、好ましくは１００°以上、より好ましくは１０５°以上である。伸びＥＬの上限は特に規定されないが、通常１８％程度である。また、穴広げ率λは、高いほど伸びフランジ性が優れており、その上限は特に限定されないが、通常１００％程度である。

　（溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板）
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、以上説明した高強度冷延鋼板と、この高強度冷延鋼板の表面に設けられた溶融亜鉛めっき層と、を有する。また、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、以上説明した高強度冷延鋼板と、この高強度冷延鋼板の表面に設けられた合金化溶融亜鉛めっき層と、を有する。

　これらの溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板も、本実施形態に係る高強度冷延鋼板と同様に、９００ＭＰａ以上の引張強度、ならびに優れた延性および伸びフランジ性を有する。

　以下では、本実施形態に係る高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を総称して「高強度鋼板」ともいう。

　（高強度冷延鋼板の製造方法）
　次に、本実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。

　本実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、鋼スラブに熱間圧延および冷間圧延を順に施す圧延工程と、鋼スラブを冷間圧延して得られた鋼板を、所定の温度域に加熱し、所定の速度で冷却する焼鈍工程と、を有する。上述の各要件を満足する本実施形態に係る高強度冷延鋼板は、この製造方法において、特に冷間圧延後の焼鈍工程を適切に制御することによって製造できる。

　以下、本実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法について、圧延工程（熱間圧延、冷間圧延）、焼鈍工程の順に説明する。なお、熱間圧延、冷間圧延については、必ずしも下記の条件による必要はない。

　（圧延工程）
　圧延工程では、上述の成分組成を満足する鋼スラブに熱間圧延および冷間圧延を順に施す。熱間圧延の条件は、例えば以下のとおりである。

　［熱間圧延条件］
　熱間圧延では、所定の温度に加熱した鋼スラブが所定の厚さとなるまで１回以上の圧延を施す。熱間圧延前の加熱温度が低いと、ＴｉＣ等の炭化物がオーステナイト中に固溶し難くなるおそれがある。そのため、熱間圧延前の加熱温度は、１２００℃以上が好ましく、より好ましくは１２５０℃以上である。しかしながら、熱間圧延前の加熱温度が高くなり過ぎるとコストアップとなる。そのため、熱間圧延前の加熱温度の上限は、１３５０℃以下が好ましく、より好ましくは１３００℃以下である。

　本実施形態では、熱間圧延での最後の圧延（仕上げ圧延）を行う時点における鋼スラブの温度を「仕上げ圧延温度」という。熱間圧延の仕上げ圧延温度が低いと、オーステナイト単相域での圧延とはならず、圧延時の変形抵抗が大きくなり、操業が困難になるおそれがある。そのため、仕上げ圧延温度は、好ましくは８５０℃以上であり、より好ましくは８７０℃以上である。しかしながら、仕上げ圧延温度が高くなり過ぎると結晶が粗大化するおそれがある。そのため、仕上げ圧延温度は、９８０℃以下が好ましく、より好ましくは９５０℃以下である。

　熱間圧延の仕上げ圧延完了から巻き取り開始までの平均冷却速度は、生産性を考慮すれば、１０℃／秒以上が好ましく、より好ましくは２０℃／秒以上である。一方、平均冷却速度が速くなり過ぎると、設備コストが高くなる。そのため、平均冷却速度は、１００℃／秒以下が好ましく、より好ましくは５０℃／秒以下である。

　次に、熱間圧延後の工程の条件について説明する。

　［熱間圧延後の巻取り温度］
　熱間圧延により得られた鋼板（熱間圧延鋼板）は、コイル状に巻き取られる。熱間圧延後の巻取り温度が、５７０℃未満になると、熱間圧延鋼板の強度が高くなり、冷間圧延で圧下し難くなる。そのため、熱間圧延後の巻取り温度は、５７０℃以上が好ましく、より好ましくは５８０℃以上であり、さらに好ましくは５９０℃以上である。一方、熱間圧延後の巻取り温度が高くなり過ぎると、スケール除去のための酸洗性が劣化する。そのため、巻取り温度は、７００℃以下が好ましく、より好ましくは６９０℃以下であり、さらに好ましくは６８０℃以下である。

　［冷間圧延時の圧延率］
　コイル状に巻き取られた熱間圧延鋼板は繰り出され、スケール除去のために酸洗が施され、冷間圧延に供される。冷間圧延時の圧延率（「圧下率」と同義）は、２０％以上、６０％以下が好ましい。冷間圧延時の圧延率を２０％未満として所定厚さの鋼板を得るには、熱間圧延工程で熱間圧延鋼板の板厚を薄くしなければならない。熱間圧延鋼板の板厚を薄くすると、当該鋼板の長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり、生産性が低下する。そのため、冷間圧延時の圧延率は、２０％以上が好ましく、より好ましくは２５％以上である。一方、冷間圧延時の圧延率が６０％を超えると、高い能力の冷間圧延機が必要となる。そのため、冷間圧延時の圧延率の上限は、６０％以下が好ましく、より好ましくは５５％以下であり、さらに好ましくは５０％以下である。

　（焼鈍工程）
　焼鈍工程では、鋼スラブを熱間圧延および冷間圧延して得られた鋼板を、焼鈍炉を用いて焼鈍する。本実施形態に係る高強度冷延鋼板を得るためには、冷間圧延後の焼鈍工程に含まれる各工程での条件を適切に調整することが重要となる。本実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法では、焼鈍工程に、（ａ）加熱工程、（ｂ）加熱工程に引き続いて行われる均熱工程、（ｃ）均熱工程に引き続いて行われる第１の冷却工程、（ｄ）第１の冷却工程に引き続いて行われる保持工程、および（ｅ）保持工程に引き続いて行われる第２の冷却工程が含まれる。これらの（ａ）～（ｅ）の各工程を含む焼鈍工程のヒートパターン（鋼板の温度の時間変化）を模式的に図２（Ａ）に示す。以下、（ａ）～（ｅ）の各工程について順に説明する。

　（ａ）加熱工程
　本実施形態に係る加熱工程では、鋼スラブを冷間圧延して得られた冷延鋼板を、７００℃以上での加熱速度（すなわち、昇温速度）を１．５℃／秒以上３０℃／秒以下として、（Ａｃ_３点＋２００℃）以下の温度域、すなわち後述する均熱温度に加熱する。加熱する温度域の下限は、Ａｃ_３点または９５０℃のうち低い方の温度が好ましい。つまり、Ａｃ_３点が９５０℃未満である場合にはＡｃ_３点以上（Ａｃ_３点＋２００℃）以下の温度域に加熱することが好ましく、Ａｃ_３点が９５０℃以上である場合には９５０℃以上（Ａｃ_３点＋２００℃）以下の温度域に加熱することが好ましい。７００℃以上での昇温速度が１．５℃／秒未満になると、均熱温度に到達するまでの時間が長くなり、設備コストが高くなる。そのため、７００℃以上での昇温速度の下限は、１．５℃／秒以上とする。

　一方、７００℃以上での昇温速度が３０℃／秒を超えると、鋼板温度を制御し難くなり、設備コストが増加する。そのため、７００℃以上での昇温速度の上限は、３０℃／秒以下とする。７００℃以上での昇温速度の上限は、好ましくは２５℃／秒以下であり、より好ましくは２０℃／秒以下である。なお、本実施形態に係る加熱工程では、７００℃未満の温度範囲での昇温速度は任意の速度としてよい。

　（ｂ）均熱工程
　本実施形態に係る均熱工程では、加熱工程を経た鋼板を所定の温度で所定時間保持する。具体的には、上記加熱工程で、（Ａｃ_３点＋２００℃）以下の温度域に鋼板を加熱した後、その温度で所定時間保持して均熱する。以下、鋼板を均熱するときの温度を「均熱温度」、均熱するときの時間を「均熱時間」と呼ぶ。均熱温度を（Ａｃ_３点＋２００℃）以下とし、所定の均熱時間保持することにより、以降の工程により伸びフランジ性に優れた鋼板を、エネルギーを過剰に消費することなく生産することができる。

　Ａｃ_３点が９５０℃未満である場合に均熱温度がＡｃ_３点未満になると、またはＡｃ_３点が９５０℃以上である場合に均熱温度が９５０℃未満になると、均熱工程において組織にフェライトが生成するおそれがあり、所望とする伸びフランジ性の確保が難くなるおそれがある。そのため、均熱温度の下限は、Ａｃ_３点または９５０℃のうち低い方の温度以上が好ましい。均熱温度の下限を、Ａｃ_３点または９５０℃のうち低い方の温度以上とし、所定の均熱時間保持することにより、組織全体におけるオーステナイトの面積率を８５％以上とすることができる。均熱温度の下限は、より好ましくはＡｃ_３点＋１０℃以上または９６０℃のうち低い温度以上である。

　一方、均熱温度がＡｃ_３点＋２００℃を超えるような高温になると、高強度冷延鋼板を工業的に生産するためのエネルギーが過剰に必要となる。そのため、均熱温度の上限は、Ａｃ_３点＋２００℃以下とする。均熱温度の上限は、好ましくはＡｃ_３点＋１５０℃以下である。

　ここで、鋼板のＡｃ_３点は、下記式（１）に基づいて算出される。なお、式中の（％［元素名］）は、各元素の含有量（質量％）であり、鋼板中に含有されていない元素は含有量を０％として計算する。また下記式（１）は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ　Ｃ．　Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ．２７３）から引用した。

　Ａｃ_３点＝９１０－２０３（％Ｃ）^１／２－１５．２（％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）　…（１）

　本実施形態に係る均熱工程では、均熱時間を１０秒以上、１００秒以下とする。均熱時間を１０秒以上、１００秒以下とし、上述の均熱温度で保持することにより、組織全体におけるオーステナイトの面積率を８５％以上とすることができ、以降の工程により伸びフランジ性に優れた鋼板を、高い生産性で生産することができる。均熱時間が１０秒未満となると、過剰なフェライトの生成などにより、所望する伸びフランジ性の確保が難しくなる。そのため、均熱時間の下限は、１０秒以上とする。均熱時間の下限は、好ましくは１３秒以上である。一方、均熱時間が１００秒を超えると、生産性が低下する。そのため、均熱時間の上限は、１００秒以下とする。均熱時間の上限は、好ましくは８０秒以下である。

　均熱工程において、均熱温度は、加熱工程を終了したときの温度、すなわち鋼板の昇温を停止した温度で一定に保つことが好ましい。しかし、（Ａｃ_３点＋２００℃）以下の温度域（好ましくは、Ａｃ_３点または９５０℃のうち低い方の温度以上）、かつ７００℃以上での昇温速度よりも遅い昇温速度であれば変動してもよく、均熱開始時の温度と終了時の温度が異なっていてもよい。図２（Ａ）の均熱工程において温度が次第に上昇しているのは、焼鈍炉の昇温を停止しても、炉内および鋼板の若干の昇温が継続することを意味する。

　（ｃ）第１の冷却工程
　本実施形態に係る第１の冷却工程では、均熱工程を経た鋼板を所定の冷却速度で所定の冷却停止温度（以下「第１の冷却温度」という。）まで冷却する。均熱温度から、第１の冷却温度までの冷却速度（以下「第１の冷却速度」という。）は、１０℃／秒以上、５０℃／秒以下とする。

　第１の冷却速度が、１０℃／秒未満になると、第１の硬質相の面積率が低下し、第２の硬質相の面積率が増加することにより、伸びフランジ性が低下すると考えられる。そのため、第１の冷却速度の下限は、１０℃／秒以上とする。第１の冷却速度の下限は、好ましくは１５℃／秒以上であり、より好ましくは１８℃／秒以上である。

　一方、第１の冷却速度が５０℃／秒を超えると、鋼板温度を制御し難くなり、設備コストが増加する。そのため、第１の冷却速度の上限は、５０℃／秒以下とする。第１の冷却速度の上限は、好ましくは４０℃／秒以下であり、より好ましくは３０℃／秒以下である。

　第１の冷却温度は、１００℃以上、４１０℃以下とする。１００℃以上、４１０℃以下の温度域まで上記の第１の冷却速度で冷却することにより、ベイナイト主体または焼入れままマルテンサイト主体の鋼板組織とすることができる。

　第１の冷却温度が１００℃未満になると、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下する。そのため、第１の冷却温度の下限は、１００℃以上とする。第１の冷却温度の下限は、好ましくは１５０℃以上、より好ましくは２００℃以上である。

　一方、第１の冷却温度が４１０℃を超えると、第１の硬質相の面積率が０．５％より低くなる、または、第２の硬質相の面積率が５．０％より高くなり、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性が低下する。そのため、第１の冷却温度の上限は、４１０℃以下とする。第１の冷却温度の上限は、好ましくは４００℃以下である。

　第１の冷却工程において、第１の冷却温度を制御することにより、鋼板の組織を制御することができる。具体的には、第１の冷却温度を３５０℃以上、４１０℃以下とすることにより、ベイナイト主体（面積率で８５％以上）の鋼板組織とすることができる。また、第１の冷却温度を１００℃以上、３５０℃未満とすることにより、焼入れままマルテンサイト主体の鋼板組織とすることができ、さらに第１の冷却工程の後、後述の再加熱工程を設けることにより、焼入れままマルテンサイトを焼き戻して焼戻しマルテンサイト主体（面積率で８５％以上）の鋼板組織とすることができる。

　（ｄ）保持工程
　第１の冷却工程後の保持工程では、保持温度は１００℃以上４１０℃以下とし、保持時間は８０秒以下とする。

　保持工程での保持温度が１００℃未満になると、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下する。そのため、保持工程における保持温度の下限は、１００℃以上とする。好ましくは１５０℃以上、より好ましくは２００℃以上である。

　一方、保持工程での保持温度が４１０℃を超えると、第１の硬質相が面積率で０．５％より低くなる、または、第２の硬質相が面積率で５．０％より高くなることになり、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性が低下する、そのため、保持工程での保持温度の上限は、４１０℃以下とする。保持工程での保持温度の上限は、好ましくは４００℃以下である。

　また、保持工程での保持時間が１０秒未満になると、第１の冷却工程で生成したベイナイトまたはマルテンサイトから未変態オーステナイトへの拡散によるＣの濃化が十分に進行せず、第２の冷却工程で未変態オーステナイトのマルテンサイト変態が過度に進行すると考えられる。そのため、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下すると考えられる。一方、保持工程での保持時間が８０秒を超えると、未変態オーステナイトのベイナイト変態またはマルテンサイト変態が過度に進行すると考えられる。そのため、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下すると考えられる。また、保持時間が８０秒を超えると生産性が低下する。そのため、保持時間の上限は、８０秒以下とする。

　保持工程において、保持温度は、第１の冷却工程を終了したときの温度で一定に保つことが好ましい。しかし、保持工程開始時と保持工程終了時とで保持温度が異なっていてもよい。具体的には、保持温度は、１００℃以上４１０℃以下の温度域、かつ第１の冷却速度よりも遅い降温速度であれば変動してもよい。図２（Ａ）の保持工程において温度が次第に低下しているのは、焼鈍炉の降温を停止しても、炉内および鋼板の若干の温度低下が継続することを意味する。

　また、第１の冷却温度を３５０℃以上、４１０℃以下とした場合、保持温度も３５０℃以上、４１０℃以下とすることが好ましい。これにより、第１の冷却工程で生成したベイナイト主体の鋼板組織を保持工程でも維持することができる。同様に、第１の冷却温度を１００℃以上、３５０℃未満とした場合、保持温度も１００℃以上、３５０℃未満とすることが好ましい。これにより、第１の冷却工程で生成した焼入れままマルテンサイト主体の鋼板組織を保持工程でも維持することができる。

　（ｅ）第２の冷却工程
　第２の冷却工程では、保持工程の後、保持工程終了時の保持温度から１５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、Ｃ量が０．１４０％以下と少ないため、残留オーステナイトが得られにくい。したがって、第２の冷却工程での冷却速度（以下「第２の冷却速度」ともいう。）が、１５℃／秒未満になると、残留オーステナイトの体積率が低下し、延性が低下すると考えられる。そのため、第２の冷却速度の下限は、１５℃／秒以上とする。第２の冷却速度の下限は、好ましくは１８℃／秒以上である。第２の冷却速度の上限は、特に限定されず、例えば３０℃／秒以下である。また第２の冷却工程での冷却停止温度も特に限定されず、通常、室温まで冷却すればよい。

　本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法の焼鈍工程では、以上説明した（ａ）～（ｅ）の各工程に加えて、（ｆ）再加熱工程および（ｇ）めっき工程のいずれか一方または両方を追加してもよい。また、（ｇ）めっき工程に（ｈ）合金化工程を追加してもよい。以下、（ｆ）～（ｈ）の各工程について説明する。

　（ｆ）再加熱工程
　本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法では、図２（Ｂ）に示すように、保持工程（ｄ）と第２の冷却工程（ｅ）との間に、鋼板を４００℃以上５００℃以下の温度に再加熱し１０秒以上保持する再加熱工程（ｆ）を設けてもよい。

　再加熱工程では、第１の冷却工程で生成し、保持工程で保持された焼入れままマルテンサイトを焼き戻すことができ、焼戻しマルテンサイト主体（面積率で８５％以上）の鋼板組織を得ることができる。再加熱工程を設ける場合には、第１の冷却工程で焼入れままマルテンサイトを生成させるため、第１の冷却工程の第１の冷却温度を１００℃以上３５０℃未満とし、保持工程の保持温度を１００℃以上３５０℃未満とする。再加熱工程の後は、上述の第２の冷却工程を行う。

　（ｇ）めっき工程、（ｈ）合金化工程
　本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法において、第２の冷却工程の前に、鋼板に亜鉛めっき処理を施す工程（めっき工程）を設けることにより、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。また、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法において、第２の冷却工程の前に、鋼板に亜鉛めっき処理および合金化処理を順に施す工程（めっき工程および合金化工程）を設けることにより、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。具体的には、図２（Ｃ）に示すように、第２の冷却工程（ｅ）の前に、めっき工程（ｇ）、またはめっき工程（ｇ）および合金化工程（ｈ）を行う。

　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、上述の保持工程（ｄ）を経た鋼板に、通常の方法により亜鉛めっき処理（４６０℃程度の亜鉛めっき浴に１～５秒程度浸漬）を施し（めっき工程（ｇ））、その後上述の第２の冷却工程（ｅ）で冷却を行うことによって製造することができる。

　本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上述の保持工程（ｄ）を経た鋼板に、通常の方法により亜鉛めっき処理（４６０℃程度の亜鉛めっき浴に１～５秒程度浸漬）を施し（めっき工程（ｇ））、さらに溶融亜鉛めっきと鋼との合金化処理（４３０～５５０℃に加熱し、２０～４０秒保持）を施し（合金化工程（ｈ））、その後上述の第２の冷却工程（ｅ）で冷却を行うことによって製造することができる。

　めっき工程（ｇ）を設ける場合、第１の冷却工程（ｃ）の第１の冷却温度を３５０℃以上４１０℃以下とし、保持工程（ｄ）の保持温度を３５０℃以上４１０℃以下とすることにより、ベイナイト主体の鋼板組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

　また、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、めっき工程（ｇ）の前に上述の再加熱工程（ｆ）を設けてもよい。具体的には、図２（Ｄ）に示すように、保持工程（ｄ）の後、第２の冷却工程（ｅ）の前に、再加熱工程（ｆ）を行い、再加熱工程（ｆ）に続いてめっき工程（ｇ）を行う。めっき工程（ｇ）の後、合金化工程（ｈ）を行ってもよい。

　再加熱工程（ｆ）およびめっき工程（ｇ）を設ける場合、第１の冷却工程の第１の冷却温度を１００℃以上３５０℃未満とし、保持工程の保持温度を１００℃以上３５０℃未満とすることにより、焼戻しマルテンサイト主体の鋼板組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

　本実施形態に係る高強度鋼板は、上記の製造方法によって、得られたものに限定されない。本実施形態に係る高強度鋼板は、本発明で規定する要件を満足する限り、他の製造方法によって得られたものであってもよい。

　本明細書は、上述したように様々な態様の技術を開示しているが、そのうち主な技術を以下にまとめる。

　上述したように、本発明の一局面に係る高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１４０％、Ｓｉ：０．８０～１．８０％、およびＭｎ：１．８０～２．８０％、を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、走査型電子顕微鏡で観察した組織における面積率で、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ならびに、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡおよびセメンタイトの少なくとも一方からなる硬質相の合計が８５％以上、前記硬質相であって、短径が０．４μｍ以下かつ長径が１．２μｍ以上の硬質相が０．５％以上、前記硬質相であって、短径が１．２μｍ以上の硬質相が５．０％以下、前記ベイナイト、前記焼戻しマルテンサイトおよび前記硬質相以外の組織が１５％以下であり、Ｘ線回折法により測定した体積率で、残留オーステナイトが３．０％以上、７．０％以下である。

　この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板を得ることができる。

　上記構成の高強度冷延鋼板において、さらに、質量％で、Ａｌ：０．０１５～０．６０％、Ｃｒ：０％超、０．６０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．０４０％、Ｂ：０．００１５～０．００４０％、Ｃｕ：０％超、０．３０％以下、Ｎｉ：０％超、０．３０％以下、Ｍｏ：０％超、０．３０％以下、Ｖ：０％超、０．３０％以下、Ｎｂ：０％超、０．０４０％以下、およびＣａ：０％超、０．００５０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、を含有してもよい。

　この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性だけでなく、その他の特性にも優れる高強度冷延鋼板を得ることができる。

　上記構成の高強度冷延鋼板において、さらに、前記不可避不純物として、質量％で、Ｐ：０％超、０．０１５％以下、およびＳ：０％超、０．００５０％以下、を含有してもよい。

　この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れるとともに、不可避不純物の影響が抑制された高強度冷延鋼板を得ることができる。

　本発明の他の一局面に係る溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に設けられた溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する。

　この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

　また、本発明の他の一局面に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、上記の成分組成を満足する鋼スラブに、熱間圧延および冷間圧延を順に施す圧延工程と、前記鋼スラブを冷間圧延して得られた鋼板を、７００℃以上での昇温速度を１．５℃／秒以上３０℃／秒以下として、（Ａｃ_３点＋２００℃）以下の温度域に加熱する加熱工程と、前記加熱工程を経た前記鋼板を１０秒以上１００秒以下保持する均熱工程と、前記均熱工程を経た前記鋼板を１０℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で１００℃以上４１０℃以下の第１の冷却温度まで冷却する第１の冷却工程と、前記第１の冷却温度まで冷却された前記鋼板を１００℃以上４１０℃以下の保持温度で１０秒以上８０秒以下保持する保持工程と、前記保持工程を経た前記鋼板を１５℃／秒以上の冷却速度で室温程度まで冷却する第２の冷却工程と、をこの順序で有する。

　この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板を製造することができる。

　上記構成の高強度冷延鋼板の製造方法において、前記第１の冷却工程の第１の冷却温度が３５０℃以上４１０℃以下であり、前記保持工程の保持温度が３５０℃以上４１０℃以下であってもよい。

　この構成によれば、ベイナイト主体の鋼板組織を有する高強度冷延鋼板を製造することができる。

　上記構成の高強度冷延鋼板の製造方法において、前記第１の冷却工程の第１の冷却温度が１００℃以上３５０℃未満であり、前記保持工程の保持温度が１００℃以上３５０℃未満であり、さらに、前記保持工程と第２の冷却工程の間に、前記鋼板を４００℃以上５００℃以下の温度に再加熱し１０秒以上保持する再加熱工程を有していてもよい。

　この構成によれば、焼戻しマルテンサイト主体の鋼板組織を有する高強度冷延鋼板を製造することができる。

　本発明の他の一局面に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記の高強度冷延鋼板の製造方法において、さらに、第２の冷却工程の前に、前記鋼板に亜鉛めっき処理を施し、または亜鉛めっき処理に続いて合金化処理を施す。

　この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含有される。

　表１に示す化学成分組成（鋼種：鋼１～８）のスラブを製造した。そのスラブに熱間圧延を施し、巻取り温度を６６０℃として熱間圧延を行った。得られた熱間圧延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施した。

　その後、図２に示したヒートパターンに基づき、表２に示す条件（熱処理１～１４）で熱処理を行った。表１中、「－」の欄は添加していないことを意味する。表１では、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａの含有量として測定値の小数第３位を四捨五入した値を表示しているため、これらの含有量について「０．００」は測定値が０．００４％以下であったことを意味する。また、「Ｎ／Ａ」は、検出限界以下であったことを意味する。また、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏは、上述の通り不可避不純物であり、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏの欄に示した値は不可避的に含まれた量を意味する。

　表２に示した熱処理条件１～１４では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同様の熱履歴を与えた。表２において、「保持温度」は、保持工程終了時の温度であり、以下では「保持停止温度」ともいう。「均熱温度」は、実測値から推測できる均熱工程での温度範囲の平均値である。表２中、「－」の欄は再加熱工程を行っていないことを意味する。

　このようにして得られた各冷延鋼板について、組織分率（面積率）、残留オーステナイトの体積率、硬質相のサイズおよび形状、ならびに各種特性（引張特性、伸びフランジ性、曲げ性）を下記の手順に従って測定した。

　［組織分率］
　鋼板を構成する素地鋼板の金属組織を次の手順で観察した。金属組織のうち、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼入れままマルテンサイト（自己焼戻しマルテンサイトも含む）の面積率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察した結果に基づいて算出した。

　ＳＥＭによる観察は、次の様に実施した。素地鋼板の圧延方向に平行な断面の表面を研磨し、さらに電解研磨した後、ナイタールで研磨面を腐食させて板厚の１／４位置をＳＥＭで、倍率５０００倍で３視野観察した。観察視野は約３０μｍ×約３０μｍとした。

　こうして観察した画像にて、明らかにベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトのみからなっている鋼板については、面積率を算出せず、フェライトや焼入れままマルテンサイトなどが存在する場合のみ、画像処理を行うことで面積率を算出した。

　ＳＥＭによって観察した場合、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトの結晶粒の中にＭＡおよびセメンタイト（硬質相）が分散している組織として観察される。ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトは、主に灰色で観察され、ＭＡは白色または薄い灰色、セメンタイトは白色で観察される。このとき、ＭＡを構成する残留オーステナイトと焼入れマルテンサイトとの区別は困難であり、一体に観察される。

　ＳＥＭによって観察した場合、ベイナイトには残留オーステナイトや炭化物も含まれるため、ベイナイトの面積率は、残留オーステナイトや炭化物も含めた面積率として算出される。

　また、フェライトは主に白に近い灰色で観察され、フェライトの結晶粒の中にはＭＡやセメンタイトは存在しない。パーライトは、炭化物とフェライトが層状になった組織として観察される。焼入れままマルテンサイト（自己焼戻しマルテンサイトを含む）は主に灰色で観察され、焼入れままマルテンサイトの結晶粒の中に極めて微細な炭化物が分散している組織として観察される。

　［残留オーステナイトの体積率］
　残留オーステナイトは、上記焼鈍後の冷間圧延鋼板から各板厚×１０～２０ｍｍ×１０～２０ｍｍの試験片を切り出し、板厚ｔのｔ／４部まで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により残留オーステナイトの体積率を測定した（ＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９９３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。

　［硬質相のサイズおよび形状の測定］
　上述の、組織分率を求める際に行ったＳＥＭ観察により得られた観察画像に対し、画像処理を行った後に画像解析を行い、硬質相の短径、長径、および面積を算出した。なお、「長径」とは硬質相の最も長い径とし、「短径」とは長径と垂直な方向において最も長い径とした。算出した硬質相の短径、長径、および面積を用いて、短径が０．４μｍ以下、長径が１．２μｍ以上の硬質相（第１の硬質相）、ならびに短径が１．２μｍ以上の硬質相（第２の硬質相）の面積率を算出した。

　［引張特性］
　鋼板の冷間圧延の圧延面と平行な面における圧延方向と直角な方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片（板状試験片）を採取した。当該試験片を用いて引張試験を行い、引張強さＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）、および伸びＥＬ（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）を測定した。測定された伸びＥＬに基づいて鋼板の延性を評価した。

　［伸びフランジ性］
　上記冷延鋼板から各板厚×９０ｍｍ×９０ｍｍの試験片を採取した。当該試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に基づいて穴広げ試験を行い、穴広げ率λを測定した。測定された穴広げ率λに基づいて鋼板の伸びフランジ性を評価した。

　［ＶＤＡ曲げ角度］
　上記冷延鋼板から各板厚×６０ｍｍ×６０ｍｍの試験片を採取し、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、以下の条件で曲げ試験を行った。曲げ試験で測定された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。

　（測定条件）
　　試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
　　ロール径（直径）：φ３０ｍｍ
　　ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
　　ロール間距離：板厚×２＋０．５ｍｍ
　　ポンチ押し込み速度：２０ｍｍ／分
　　試験片寸法：６０ｍｍ×６０ｍｍ
　　曲げ方向：圧延方向に対して直角方向
　　試験機：ＳＨＩＭＡＤＺＵ　ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ　２０ｋＮ

　各試験項目の合格基準は、下記の通りである。

　引張強さは９００ＭＰａ以上、延性（伸びＥＬ）は１２％以上、伸びフランジ性（穴広げ率λ）が６０％以上、ＶＤＡ曲げ角度が１００°以上をそれぞれ合格とし、それ以外を不合格とした。伸びＥＬは高いほど延性に優れており、穴広げ率λも高いほど伸びフランジ性に優れている。また、ＶＤＡ曲げ角度も高いほど曲げ性に優れている。

　これらの結果を、適用鋼種および熱処理条件とともに表３に示す。表３中、「－」の欄は、当該項目の測定を行っていないことを意味する。また、表３の「残部組織」とは、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質相以外の組織であり、主に、パーライト、フェライト、および焼入れままマルテンサイト（自己焼戻しマルテンサイトを含む）である。

　表３に示される結果から、以下のように考察できる。

　試験Ｎｏ．１、３、５～８、１３、１４は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（表１の鋼１～４、７、８）を用い、適切な熱処理条件（表２の熱処理Ｎｏ．１、３、５～８、１３、１４。いずれも合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際の熱履歴）で製造した例（本発明例）である。

　これらの例は、いずれも引張強さが９００ＭＰａ以上であり、伸びＥＬが１２％以上であり、穴広げ率λが６０％以上であり、ＶＤＡ曲げ角度が１００°以上であり、合格基準を満足していた。試験Ｎｏ．１、３、５～８、１３、１４の高強度鋼板では、ミクロ組織が本発明で規定するベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率、残留オーステナイトの体積率、第１の硬質相および第２の硬質相の面積率、ならびに残部組織の面積率を満たしていた。

　これに対し、試験Ｎｏ．２、４、９は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（表１の鋼１～４）を用いているものの、適切な範囲を外れた熱処理条件（表２の熱処理２、４、９）で製造した例であり（比較例）、所望とする特性が得られず、合格基準を満たしていなかった。

　具体的には、試験Ｎｏ．２では、第１の冷却温度および保持温度（保持停止温度）が高く（熱処理２）、第１の硬質相の面積率が０．５％より低く、第２の硬質相の面積率が５．０％より高く、穴広げ率λが６０％未満、ＶＤＡ曲げ角度が１００°未満であった。

　試験Ｎｏ．４では、第１の冷却温度および保持停止温度が高かった（熱処理４）。得られた鋼板は、第２の硬質相の面積率が５．０％より高く、穴広げ率λが６０％未満であった。

　試験Ｎｏ．９では、第１の冷却温度および保持停止温度が高かった（熱処理９）。得られた鋼板は、残部組織の面積率が１５％より高く、また、第１の硬質相の面積率が０．５％未満であり、残留オーステナイトの体積率が３％未満であり、穴広げ率λが６０％未満であり、ＶＤＡ曲げ角度が１００°未満であった。

　一方、試験Ｎｏ．１２は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種（表１の鋼６）を用い、適切な熱処理条件（表２の熱処理１２）で製造した例であり（比較例）、所望とする特性が得られず、合格基準を満たしていなかった。具体的には、試験Ｎｏ．１２では、Ｃ量が多く（鋼種６）、残留オーステナイトの体積率が７％よりも高く、穴広げ率λが６０％未満であった。

　また、試験Ｎｏ．１０、１１は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種（表１の鋼５）を用い、適切な範囲を外れた熱処理条件（表２の熱処理１０、１１）で製造した例であり（比較例）、所望とする特性が得られず、合格基準を満たしていなかった。

　具体的には、試験Ｎｏ．１０では、Ｓｉ量が低く（鋼種５）、また、７００℃以上での加熱速度および第１の冷却速度が低く、第１の冷却温度および保持停止温度が高かった（熱処理１０）。得られた鋼板は、穴広げ率λが６０％未満であり、伸びも１２％未満であった。

　試験Ｎｏ．１１では、Ｓｉ量が低く（鋼種５）、また、７００℃以上での加熱速度および第１の冷却速度が低く、第１の冷却温度および保持停止温度が高かった（熱処理１１）。得られた鋼板は、穴広げ率λが６０％未満であった。

　この出願は、２０２０年１０月６日に出願された日本国特許出願特願２０２０－１６９１０２を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。

　本発明を表現するために、前述において具体例等を参照しながら実施形態を通して本発明を適切かつ十分に説明したが、当業者であれば前述の実施形態を変更及び／又は改良することは容易になし得ることであると認識すべきである。したがって、当業者が実施する変更形態又は改良形態が、請求の範囲に記載された請求項の権利範囲を離脱するレベルのものでない限り、当該変更形態又は当該改良形態は、当該請求項の権利範囲に包括されると解釈される。

　本発明は、高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにこれらの鋼板の製造方法に関する技術分野において、広範な産業上の利用可能性を有する。

Claims (10)

1. 　質量％で、
   　Ｃ　：０．０７０～０．１４０％、
   　Ｓｉ：０．８０～１．８０％、および
   　Ｍｎ：１．８０～２．８０％、
   を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
   　走査型電子顕微鏡で観察した組織における面積率で、
   　ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ならびに、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡおよびセメンタイトの少なくとも一方からなる硬質相の合計が８５％以上、
   　前記硬質相であって、短径が０．４μｍ以下かつ長径が１．２μｍ以上の硬質相が０．５％以上、
   　前記硬質相であって、短径が１．２μｍ以上の硬質相が５．０％以下、
   　前記ベイナイト、前記焼戻しマルテンサイトおよび前記硬質相以外の組織が１５％以下であり、
   　Ｘ線回折法により測定した体積率で、残留オーステナイトが３．０％以上、７．０％以下である、高強度冷延鋼板。
2. 　さらに、質量％で、
   　Ａｌ：０．０１５～０．６０％、
   　Ｃｒ：０％超、０．６０％以下、
   　Ｔｉ：０．０１０～０．０４０％、
   　Ｂ　：０．００１５～０．００４０％、
   　Ｃｕ：０％超、０．３０％以下、
   　Ｎｉ：０％超、０．３０％以下、
   　Ｍｏ：０％超、０．３０％以下、
   　Ｖ　：０％超、０．３０％以下、
   　Ｎｂ：０％超、０．０４０％以下、および
   　Ｃａ：０％超、０．００５０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、
   を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
3. 　さらに、前記不可避不純物として、質量％で、
   　Ｐ　：０％超、０．０１５％以下、および
   　Ｓ　：０％超、０．００５０％以下、
   を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
4. 　請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に設けられた溶融亜鉛めっき層と、を有する溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 　請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に設けられた合金化溶融亜鉛めっき層と、を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 　請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法であって、
   　請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の成分組成を満足する鋼スラブに、熱間圧延および冷間圧延を順に施す圧延工程と、
   　前記鋼スラブを冷間圧延して得られた鋼板を、７００℃以上での昇温速度を１．５℃／秒以上３０℃／秒以下として、（Ａｃ_３点＋２００℃）以下の温度域に加熱する加熱工程と、
   　前記加熱工程を経た前記鋼板を１０秒以上１００秒以下保持する均熱工程と、
   　前記均熱工程を経た前記鋼板を１０℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で１００℃以上４１０℃以下の第１の冷却温度まで冷却する第１の冷却工程と、
   　前記第１の冷却温度まで冷却された前記鋼板を１００℃以上４１０℃以下の保持温度で１０秒以上８０秒以下保持する保持工程と、
   　前記保持工程を経た前記鋼板を１５℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却する第２の冷却工程と、を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
7. 　前記第１の冷却工程の第１の冷却温度が３５０℃以上４１０℃以下であり、前記保持工程の保持温度が３５０℃以上４１０℃以下である、請求項６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
8. 　前記第１の冷却工程の第１の冷却温度が１００℃以上３５０℃未満であり、
   　前記保持工程の保持温度が１００℃以上３５０℃未満であり、
   　さらに、前記保持工程と第２の冷却工程の間に、前記鋼板を４００℃以上５００℃以下の温度に再加熱し１０秒以上保持する再加熱工程を有する、請求項６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
9. 　溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
   　請求項６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法において、さらに、第２の冷却工程の前に、前記鋼板に亜鉛めっき処理を施す、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
10. 　合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
    　請求項６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法において、さらに、第２の冷却工程の前に、前記鋼板に亜鉛めっき処理および合金化処理を順に施す、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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