(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０７〜０．２５％、
Ｓｉ：０．３〜２．５０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０９％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｐ  ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ  ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：２．５％以下、
Ｎ  ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００５〜０．００７％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、
鋼板組織がフェライトを主としマルテンサイトを含み、鋼板表面にロックウェルＣスケールにて２．０ｍｍの圧痕間隔で、圧延方向と垂直な方向および圧延方向と平行な方向にそれぞれ１０×１０点（合計１００点）圧痕を付与し、ロックウェル硬さの測定を行って標準偏差を算出することにより与えられる鋼板の均質性を示す指標となる組織均質性指標が０．４以下、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）が１６０００（ＭＰａ×％）以上であることを特徴とする延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０９％
を含有することを特徴とする請求項１に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．８％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．０９％
含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
【請求項５】
さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
【請求項６】
表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造し、直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００℃〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板させるに際して、加熱時に、最高加熱温度７６０℃〜Ａｃ３℃で焼鈍を行った後、最高加熱温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却した後、４５０℃〜２５０℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記スラブを、鋳型内電磁攪拌装置を用いて鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造することを特徴とする請求項７に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記連続焼鈍ラインの焼鈍炉内を、Ｈ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、前記雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５とすることを特徴とする請求項７または８に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項７〜９のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法で高強度冷延鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造し、直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００℃〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、
加熱時に、最高加熱温度７６０℃〜Ａｃ３℃で焼鈍した後、最高加熱温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、６３０℃〜〔（亜鉛めっき浴温度−４０℃）〜（亜鉛めっき浴温度＋５０℃）〕℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬し、冷却を行うことを特徴とする延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造し、直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００℃〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、
加熱時に、最高加熱温度７６０℃〜Ａｃ３℃で焼鈍した後、最高加熱温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、６３０℃〜〔（亜鉛めっき浴温度−４０℃）〜（亜鉛めっき浴温度＋５０℃）〕℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０℃〜６００℃の温度で合金化処理を施し、冷却を行うことを特徴とする延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記スラブを、鋳型内電磁攪拌装置を用いて鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造することを特徴とする請求項１１または１２に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記連続溶融亜鉛めっきラインの焼鈍炉内を、Ｈ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、前記雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５とすることを特徴とする請求項１１〜１３のいずれか１項に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車などに用いられる鋼板の高強度化に対する要求が高まってきており、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板も用いられるようになってきている。通常、鋼板の強度を向上させると延性、曲げ性及び穴拡げ性などの加工性が劣化するが、高強度の鋼板においても十分な加工性を有することが望ましい。
【０００３】
一般に、鋼板を用いて自動車などの部品を製造する場合、鋼板の機械切断や打ち抜き等、鋼板の機械加工を行い、その後にプレスなどの成形を行う。鋼板の加工性が不十分である場合、鋼板の機械加工時や成形時に、鋼板の端面近傍が大きく変形すると、鋼板の板端部に亀裂が生じる恐れが生じる。鋼板の加工性は、鋼板の機械加工時や成形時に鋼板の板端部に生じるマイクロボイド等の欠陥と関係があることが知られている。特に、特定部位への歪の集中を伴う曲げ加工や伸びフランジ加工においては、その変形機構が、特定部位への変形集中と亀裂形成、伝播にあることから、鋼板の特性改善に当たっては類似の対策を取る場合が多い。
【０００４】
例えば、鋼板が、フェライトおよびマルテンサイトよりなるものである場合、硬質なマルテンサイトと軟質なフェライトとでは硬度が異なるため、機械加工時や成形時に、フェライトおよびマルテンサイトの界面に変形が集中して、マイクロボイド等の欠陥が生じる。マイクロボイドは、フェライトとマルテンサイトとの変形能の差（硬度差）が大きいほど生じやすいことが知られている。この結果、曲げ性や穴拡げ性が劣化する。
【０００５】
加えて、溶鋼を鋳造する際に、メニスカス近傍では、スラブ表面からスラブ中心に向かってデンドライト組織が形成される。デンドライトは、一次、あるいは、二次のアームをもった、所謂、樹枝状の形態をしている。このことから、デンドライトのアーム間には介在物や欠陥がトラップされやすい。また、デンドライトは、形成過程で溶鋼中にＭｎを排出しながら成長するため、デンドライト樹幹や最終凝固位置となるスラブ中心のＭｎ濃度は、初期凝固組織（デンドライト）に比較してかなり高くなる。その結果、スラブ表層にＭｎの濃化領域が不均質に存在することになる。一般的に、ＭｎはＣと比較して拡散速度が遅いため、引き続いて行われる熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を経たとしても、Ｍｎ濃度を均質化することは出来ない。したがって、凝固過程で生じたＭｎ濃度の不均質な領域は、冷間圧延−焼鈍後も材質に影響を及ぼす。
【０００６】
一方、延性向上のために鋼板組織をフェライト及びマルテンサイトより成る組織とするには、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備にて、二相域焼鈍、あるいは、一旦オーステナイト単相で焼鈍した後に冷却過程でフェライトを形成させる熱処理を行う。この場合、介在物はフェライト変態の核生成サイトになり得ることから、凝固時にスラブ表層に介在物が不均一にトラップされると、これら介在物を起点として鋼板表層に組織が不均一に発達することになる。特に、曲げ加工では、表面やその近傍が大きな変形を受けることから、鋼板表面の不均一な組織の影響を受け易い。また、オーステナイト安定化元素であるＭｎの濃化した領域が、オーステナイトとして残り、冷却過程にてマルテンサイトへと変態することから、鋼板表層にＭｎの濃化分布に沿った不均質な硬度分布が存在することになる。また、介在物や欠陥を各生成サイトとして、表層に不均質な組織が生じることがあり、鋼板の表層の特性と密接な関係がある曲げ性を劣化させる。
【０００７】
この結果、不均質な凝固組織を有する鋼、中でも、延性向上のためフェライト及びマルテンサイトよりなる複相組織を有する高強度鋼板の曲げ性は劣位であった。
このため、従来、凝固組織の影響を受け難い鋼板組織とすることで、曲げ性を改善してきた。具体的には、高強度と曲げ性を同時確保するための手法として、鋼板組織をマルテンサイト単相組織や析出強化したフェライト単相組織とすることが試みられてきた（例えば、非特許文献１、２、３、特許文献１参照）。これらの単相組織からなる鋼板では、介在物、欠陥、偏析に起因にした、表層の組織変化は生じない。
【０００８】
例えば、マルテンサイト単相組織からなる鋼板は、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備を用いて鋼板を製造する場合に、一旦、オーステナイト単相域に加熱し、引き続く冷却過程でフェライト、パーライト及びベイナイト変態を抑制することで得られる。Ｍｎは、固溶強化にほとんど寄与しないことから、鋼板表層にＭｎの濃度分布があったとしても、鋼板表層における硬度分布がない。また、このような鋼板では、組織がマルテンサイト単相であることから均質であり、曲げ性と同時に引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度も具備できる。しかしながら、マルテンサイトは、転位を多く含む組織であることから、マルテンサイト単相組織からなる鋼板は、延性が極めて低い。このため、マルテンサイト単相組織からなる鋼板は、単純な曲げ加工のみを行う部材への適用は可能なものの、自動車用部材のように曲げ加工と張り出し、深絞り加工が混在するような複雑形状を有する部材への適用が難しかった。
【０００９】
また、ＮｂやＴｉによる析出強化を活用したフェライト単相組織鋼は、硬質組織としてマルテンサイトを含まないことから、鋼板表層の硬度分布が存在せず、均質性に優れている。しかし、フェライト単相組織鋼は、以下に示すように、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度の確保が難しい。
すなわち、ＮｂＣやＴｉＣを始めとする析出強化では、母相となるフェライト中に整合析出させることで、最も強く効果が発揮される。したがって、例えば、熱間圧延設備にて、この強化機構を活用する場合、ＮｂＣやＴｉＣは１２００℃を超える超高温（オーステナイト単相域）にて一旦溶解させた後、６００℃程度まで冷却し、この温度域で保持を行うことでフェライトを形成させ、形成したフェライト中にＮｂＣやＴｉＣを整合析出させることで、鋼板を高強度化できる。
【００１０】
しかしながら、熱間圧延にてＮｂＣやＴｉＣを析出強化した鋼板を用いて、冷延鋼板や連続溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、熱延鋼板を冷間圧延（加工）し、その後、焼鈍を行ってフェライトを再結晶させることから、これら析出物とフェライトとの整合性が低下し、鋼板強度が大きく低下してしまう。また、焼鈍中にこれら析出物が粗大化するため、析出強化による強度上昇代も大きく低下してしまう。更に、ＮｂやＴｉは、再結晶を大幅に抑制することから、強度低下を補うためにＮｂやＴｉの多量添加を行うと、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍を行った後も、加工ままの未再結晶フェライトが残り易く、延性が大幅に低下する。また、未再結晶フェライトは、加工ままの組織であり、極めて硬いことから、鋼板組織が不均質となり、曲げ性を大きく低下させてしまう。また、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備では、１２００℃を超えるような温度に加熱することが難しく、生産性が極めて劣る。このように、析出強化を活用したフェライト単相組織を有する引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造は難しかった。
【００１１】
なお、鋼板表層の組織の均質性は、例えば、鋼板表面からロックウェル硬さの測定を行う方法や、一旦鋼板を幅方向、あるいは、長さ方向、あるいは、幅方向の組織観察が可能なように埋め込み研磨を行った後、鋼板表層の硬度をビッカース硬度試験にて測定する方法により測定できる。しかし、自動車用部材として用いられる鋼板は、様々な方向に曲げ加工されることが想定されるため、長さ方向や幅方向の鋼板表層の硬度分布を同時に測定可能なロックウェル硬さの測定を行うことにより、鋼板表層の組織の均質性を測定することが望ましい。
【００１２】
また、鋼板の組織をフェライト及びマルテンサイトより成る組織としながらも、伸びと曲げ性を両立させる手法として、一旦フェライト及びマルテンサイト組織とした後に、焼き戻しを行ってマルテンサイトを軟化させることで、曲げ性や穴拡げ性を向上させる手法が知られている（例えば、非特許文献２、４、特許文献２〜４参照）。マルテンサイトを軟化させると、フェライトとマルテンサイトとの変形能の差（硬度差）が減少して、機械加工時や成形時におけるフェライトおよびマルテンサイトの界面への歪の集中が生じにくくなる。このことにより、マイクロボイドの形成が抑制されて、鋼板の加工性が向上される。しかしながら、マルテンサイトを軟化させると、鋼板の強度が低下するため、十分な強度を有する鋼板が得られない場合がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開２００２−１６１３３６号公報
【特許文献２】特開平６−１０８１５２号公報
【特許文献３】特開２００６−１０４５３２号公報
【特許文献４】特開２００５−２５６０４４号公報
【非特許文献】
【００１４】
【非特許文献１】塑性と加工，３６−４１６（１９９５）ｐ９７３
【非特許文献２】ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ  Ｖｏｌ．２０（２００７）ｐ４３７
【非特許文献３】ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ  Ｖｏｌ．１２（１９９９）ｐ１２１９
【非特許文献４】ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ  Ｖｏｌ．１３（２０００）ｐ３９１
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
上述したように、従来は、強度と曲げ性の両立を図るため、鋼板組織を、不均質な凝固組織の影響を受け難いマルテンサイト単相組織や析出強化したフェライト単相組織にしてきた。しかしながら、これら単相組織鋼板の伸び（均質伸び）は、フェライトとマルテンサイトよりなる二相組織を有する鋼や、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトより成る複相組織鋼板の伸び（均質伸び）に比較して、大幅に劣るという課題を有していた。言い換えると、従来は、自動車用薄鋼板に必要な伸び（均質伸び）を犠牲にして、曲げ性を確保してきた。また、析出強化したフェライト単相組織鋼にて、引張最大強度９００ＭＰaを超えるような超高強度を達成することは難しい。
【００１６】
また、従来のフェライト及びマルテンサイトより成る組織を有する鋼においては、鋼板組織が軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトより成ることから、凝固組織の不均質性の影響を受け易く、鋼板表層が破壊の起点となり、曲げ加工性が劣化しやすかった。特に、鋼板表層やその近傍に大変形を加える曲げ加工においては、鋼板内部のミクロ組織を改善したのみではその特性向上が難しかった。例えば、鋼板の内部組織をフェライトと焼き戻しマルテンサイトとからなるものとした場合、鋼板表層の組織が不均一であるため、曲げ加工時に鋼板表層に変形が集中して亀裂が形成される恐れがあった。一旦、亀裂が形成されると、亀裂先端には応力集中が生じるため、鋼板内部の組織が曲げ性に優れていたとしても、亀裂の伝播を抑制し難かった。
【００１７】
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであって、凝固組織の不均質性を改善して鋼板表層の硬度分布を均質化させることによって得られた、十分な延性と曲げ性とを有し、かつ、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高い強度を有する高強度鋼板および高強度鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者は、上記課題を解決するために、鋭意検討を重ねた。その結果、所定の化学成分を有するスラブを、鋳型内電磁攪拌装置等を用いて鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造し、溶鋼の流動により凝固過程にあるスラブ表層の溶鋼を攪拌することによって、デンドライトのアーム間に介在物や欠陥がトラップされることを防止し、鋳造時にスラブ表層近傍に形成される不均質な凝固組織の発達と、これに起因して発生するスラブや鋼板表層での欠陥やＭｎの偏析、更には、鋼板表面での不均質な組織分布と硬度変動を低減することができ、鋼板表面のロックウェル硬さの標準偏差により与えられる鋼板の均質性を示す指標となる組織均質性指標が０．４以下となり、フェライト及びマルテンサイトより成る複相組織鋼板における曲げ性が大幅に向上されることを見出し、本発明の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法を想到した。
【００１９】
なお、本発明において、鋼板表層とは、鋼板表面のみを示すのではなく、冷延鋼板であれば鋼板表面から１／８厚まで、めっき鋼板であればめっき層と鋼板の界面から板厚の１／８厚までの位置を意味する。また、本発明において、鋼板表層の組織が均質化されているとは、鋼板表層の幅方向、あるいは、圧延方向に組織の不均質が生じていないことを意味する。
【００２０】
本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．３〜２．５０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０９％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：２．５％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、
鋼板組織がフェライトを主としマルテンサイトを含み、鋼板表面にロックウェルＣスケールにて２．０ｍｍの圧痕間隔で、圧延方向と垂直な方向および圧延方向と平行な方向にそれぞれ１０×１０点（合計１００点）圧痕を付与し、ロックウェル硬さの測定を行って標準偏差を算出することにより与えられる鋼板の均質性を示す指標となる組織均質性指標が０．４以下、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）が１６０００（ＭＰａ×％）以上であることを特徴とする延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
【００２１】
（２）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０９％を含有することを特徴とする（１）に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
（３）さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
（４）さらに、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．０９％含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
（５）さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
【００２２】
（６）表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
【００２３】
（７）（１）〜（５）のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、（１）〜（５）のいずれかに記載の化学成分を有するスラブを、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造し、直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００℃〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板させるに際して、加熱時に、最高加熱温度７６０℃〜Ａｃ３℃で焼鈍を行った後、最高加熱温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却した後、４５０℃〜２５０℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
【００２４】
（８）前記スラブを、鋳型内電磁攪拌装置を用いて鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造することを特徴とする（７）に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
（９）前記連続焼鈍ラインの焼鈍炉内を、Ｈ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、前記雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５とすることを特徴とする（７）または（８）に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
（１０）（７）〜（９）のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法で高強度冷延鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２５】
（１１）（６）に記載の高強度鋼板の製造方法であって、（１）〜（５）のいずれかに記載の化学成分を有するスラブを、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造し、直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００℃〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、加熱時に、最高加熱温度７６０℃〜Ａｃ３℃で焼鈍した後、最高加熱温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、６３０℃〜〔（亜鉛めっき浴温度−４０℃）〜（亜鉛めっき浴温度＋５０℃）〕℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬し、冷却を行うことを特徴とする延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２６】
（１２）（６）に記載の高強度鋼板の製造方法であって、（１）〜（５）のいずれかに記載の化学成分を有するスラブを、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造し、直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００℃〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、加熱時に、最高加熱温度７６０℃〜Ａｃ３℃で焼鈍した後、最高加熱温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、６３０℃〜〔（亜鉛めっき浴温度−４０℃）〜（亜鉛めっき浴温度＋５０℃）〕℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０℃〜６００℃の温度で合金化処理を施し、冷却を行うことを特徴とする延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２７】
（１３）前記スラブを、鋳型内電磁攪拌装置を用いて鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造することを特徴とする（１１）または（１２）に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１４）前記連続溶融亜鉛めっきラインの焼鈍炉内を、Ｈ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、前記雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５とすることを特徴とする（１１）〜（１３）のいずれか１項に記載の延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２８】
本発明によれば、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高い強度を確保することができ、十分な延性と曲げ性とを有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供できる。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
本発明の高強度鋼板は、延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有するものである。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、フェライトを主としマルテンサイトを含む複相組織鋼板であり、延性確保に寄与するフェライトの体積率を下記範囲とすることで、特に優れた延性を確保できる。
【００３０】
本発明の高強度鋼板の引張最大応力は、強化組織であるマルテンサイトの体積率に依存することから、狙いとする鋼板強度に合せてマルテンサイトの体積率を変化させることが望ましい。
例えば、鋼板の引張最大応力を９００〜１１３０ＭＰaの範囲とするのであれば、フェライトの体積率は６０％〜８５％の範囲であることが好ましく、６５％〜８０％の範囲であることがより好ましい。
また、鋼板の引張最大応力を１１３０〜１２８０ＭＰaの範囲とするのであれば、フェライトの体積率は５５％〜８０％の範囲であることが好ましく、６０％〜７５％の範囲であることがより好ましい。
鋼板の引張最大応力を１２８０〜１４３０ＭＰaの範囲とするのであれば、フェライトの体積率は５０％〜７５％の範囲であることが好ましく、５５％〜７０％の範囲であることがより好ましい。
【００３１】
鋼板の引張最大応力に応じて、フェライトの体積率を上記範囲に制御することで、引張最大応力（ＴＳ）９００ＭＰa以上の高強度と、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）１６０００（ＭＰa×％）以上の優れた延性とが得られ、優れた強度と延性とを同時に具備する鋼板とすることができる。なお、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）とは、引張試験における引張最大応力（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ．）との積であり、引張最大応力に応じて変化するものである。
【００３２】
また、本発明においては、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）を５μｍ以下とすることが好ましく、４．５μｍ以下とすることがより好ましく、４μｍ以下とすることが最も好ましい。
フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）を上記範囲としたのは、結晶粒径を細粒化することにより、延性をあまり劣化させずに、降伏応力および引張最大強度を増加させるためである。また、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）を５μｍ以下にすると、変形の局在化や亀裂伝播が生じ難くなり、引張変形であれば局部延性の向上がもたらされ、曲げや穴拡げ成形であれば曲げ性や穴拡げ率の向上がもたらされる。しかし、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）が上記範囲を超えると、細粒化による強度上昇への寄与が小さくなる。このため、鋼に含まれるマルテンサイトの体積率を増加させることにより強度を補わねばならなくなり、フェライトの体積率が不十分となって延性が不十分となる恐れがある。
【００３３】
また、マルテンサイトの平均結晶粒径（ｄＭ）は、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）の１／３以下とすることが好ましく、出来るだけ小さくすることが好ましい。具体的には、マルテンサイトの平均結晶粒径（ｄＭ）は、１．５μｍ以下とすることが好ましく、１．２μｍ以下とすることがより好ましく、０．９μｍ以下とすることがさらに好ましい。
硬質なマルテンサイトは、軟質なフェライトと変形能が大きく異なる。このため、引張変形であればネッキング後の大変形下、曲げ成形であれば小Ｒでの曲げ加工あるいは穴拡げ成形中に、鋼板のフェライトとマルテンサイト界面に変形が集中し、破壊へと至ってしまう。また、切断部に粗大なマルテンサイトが存在すると、シャー切断や打ち抜き加工のような機械加工を行う際に、マルテンサイトを起点にした疵や微細な割れが生じやすく、引き続いて行われる加工の加工性を大幅に減じることになる。
マルテンサイトを細粒化して平均結晶粒径（ｄＭ）を１．５μｍ以下とした場合、フェライトとマルテンサイトとの個々の界面における変形の集中が抑制されるので、界面へのマイクロボイドや亀裂形成を抑制できる。
【００３４】
なお、本発明の高強度鋼板の鋼板組織に含まれるマルテンサイトは、粒状であり、フェライト粒界、あるいは、粒内の何れにも存在することが可能である。マルテンサイトは、粒界に連なったネットワーク状の構造をしていても良い。また、マルテンサイトは、パケット、ブロック、ラスといった階層構造を有する場合があるが、マルテンサイトは、一つの結晶粒、あるいは、これら階層構造を有するマルテンサイトの何れであってもよく、上記平均結晶粒径（ｄＭ）の範囲を満足するのであれば、本発明の効果は発揮される。
【００３５】
また、鋼板組織としては、フェライトを主としマルテンサイトを含むものであるが、フェライトおよびマルテンサイト以外の硬質組織として、残留オーステナイト、ベイナイト、セメンタイト及びパーライト等を含有しても良い。
【００３６】
なお、フェライト、マルテンサイト、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、オーステナイトおよび残部組織の同定や、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により、鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察及び１０００〜１０００００倍の走査型および透過型電子顕微鏡観察を行うことにより定量化が可能である。また、ＦＥＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）−ＥＢＳＰ（後方散乱電子回折）法を用いた結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織の判別は可能である。
【００３７】
また、本発明の高強度鋼板は、鋼板表面のロックウェル硬さの標準偏差により与えられる鋼板の均質性を示す指標となる組織均質性指標が０．４以下となるものである。組織均質性指標が０．４を超えると、高強度鋼板の表層の硬さのばらつきが大きくなるため、曲げ性が不十分となる。
これに対し、組織均質性指標が０．４以下であると、高強度鋼板の延性及び曲げ性、強度のバランスが極めて優れたものとなる。具体的には、曲げ試験の軸が圧延方向に平行となるように試験片を作製した後、曲げ角度９０度でのＶ曲げ試験において内側半径Ｒが１ｍｍ以下であっても表面に亀裂が生じない曲げ性の良好なものとなる。ここで、Ｖ曲げ試験の軸を圧延方向に平行にしたのは、凝固時に形成されたスラブ表層の欠陥や偏析、これに起因した組織の不均質は、熱間圧延、冷間圧延を経ることで圧延方向に延ばされ、圧延方向に沿って筋状に存在して曲げ加工性を劣化させるためである。ただし、本発明の鋼板は、曲げ試験の軸が圧延方向と垂直に試験片を作製し、試験を行ったとしても良好な曲げ性を得ることができる。
【００３８】
なお、本発明における組織均質性指標は、ロックウェル硬さの標準偏差であり、以下に示す方法により求められる。すなわち、鋼板表面にロックウェルＣスケールにて２．０ｍｍの圧痕間隔で、圧延方向と垂直な方向および圧延方向と平行な方向にそれぞれ１０×１０点（合計１００点）圧痕を付与し、ロックウェル硬さの測定を行って標準偏差を算出することによって求められる。
【００３９】
ロックウェル硬さの測定を行う際における圧痕間隔は、以下に示す予備試験を行うことにより決定した。まず、鋼板表面にロックウェルＣスケールにて、０．０５〜２０ｍｍの種々の圧痕間隔で、圧延方向と垂直な方向および圧延方向と平行な方向にそれぞれ１０×１０点（合計１００点）圧痕を付与し、ロックウェル硬さの測定を行った。その後、各圧痕間隔での標準偏差を算出し、各圧痕間隔での標準偏差と曲げ性との相関関係を調べた。その結果、圧痕間隔が２．０ｍｍであるときの標準偏差と曲げ性との相関が最も高かった。このため、本発明においては、ロックウェル硬さの測定を行う際における圧痕間隔を２．０ｍｍとした。
【００４０】
なお、圧痕間隔が２．０ｍｍであるときの標準偏差と曲げ性との相関が最も高かったのは、以下の理由によるものと考えられる。
例えば、圧痕間隔が０．０５ｍｍである場合など、圧痕間隔が小さすぎる場合、先に付与された圧痕の影響を除去し難いため、正確な算出が難しいものと考えられる。また、圧痕間隔が大きすぎると、曲げ性に影響を及ぼす鋳造時の凝固組織に起因した組織不均一性の影響を捕らえがたくなると考えられる。具体的には例えば、板厚１．０ｍｍの板が内側半径Ｒ１．０ｍｍにて曲げ加工される領域は、狭い領域に限られており、曲げ加工される領域内での硬度分布が、曲げ変形時の不均質な変形と特性劣化をもたらすと考えられる。したがって、圧痕間隔が１０〜２０ｍｍである場合など、圧痕間隔が大きすぎる場合、標準偏差と曲げ性との相関が得られにくいと考えられる。
【００４１】
また、上記予備試験の結果では、圧延方向と平行な方向に沿ったロックウェル硬さの変化よりも、圧延方向と垂直な方向に沿ったロックウェル硬さの変化の方が大きかった。これは、鋳造時に形成された不均一な組織が、引き続く熱間圧延、冷間圧延にて圧延方向に延ばされたためと考えられる。
【００４２】
次に、本発明の高強度鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明における［％］は［質量％］である。
「Ｃ：０．０７〜０．２５％」
Ｃは、マルテンサイトの強度を高めるものであり、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。しかし、Ｃの含有量が０．２５％を超えると溶接性や加工性が不十分となる。また、Ｃの含有量が０．０７％未満であると強度が不十分となる。Ｃの含有量は、０．０７５〜０．２３％の範囲であることが好ましく、０．０８〜０．２１％の範囲であることがより好ましい。
【００４３】
「Ｓｉ：０．３〜２．５０％」「Ａｌ：２．５％以下」
ＳｉおよびＡｌは、フェライト安定化元素であり、Ａｃ３変態点を増加させることから、広い焼鈍温度にて多量のフェライトを形成させることが可能であり、組織制御性向上の観点から添加される。また、固溶強化にも寄与することから、積極的に添加することが望ましい。フェライトは、Ｃをほとんど含まないｂｃｃ相であるので、多量のフェライトを形成させることで、オーステナイト中にＣを濃化させることができる。オーステナイト中にＣを濃化させることで、マルテンサイトの高強度化にも寄与する。
【００４４】
Ｓｉの含有量が０．３％未満であると、フェライトの体積率が不十分になるとともに、高強度鋼板の延性及び曲げ性、強度が不十分となる。なお、Ａｌを含有する場合、Ｓｉを含有する場合と同様の効果が得られるが、Ｓｉのみを含有させることにより上記の効果が十分に得られる場合には、Ａｌを含有していなくてもよい。また、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えたり、Ａｌの含有量が２．５％を超えたりすると、溶接性や加工性が不十分となる。
Ｓｉの含有量は、０．５〜２．２５％の範囲であることが好ましく、０．７〜２．０％の範囲であることがより好ましい。また、Ａｌの含有量は、０．００５〜１．６％の範囲であることが好ましく、０．０１〜０．６％の範囲であることがより好ましい。また、Ａｌは脱酸材としても活用可能であることから、鋼板の組織制御のみならず、脱酸のため添加しても良い。
【００４５】
また、本発明の高強度鋼板の製造方法において、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインを通板する際の加熱時に７６０℃〜Ａｃ３℃の低温で焼鈍を行う場合には、焼鈍時のフェライト、オーステナイトの体積率は、焼鈍温度に依存して変化する。即ち、焼鈍温度が７６０℃未満であると、セメンタイトの溶解に長時間を要することから、オーステナイト（冷却後は、マルテンサイト）の体積率が少なくなりすぎて９００ＭＰa以上の強度を確保できない。一方、焼鈍温度がＡｃ３℃を超えると、オーステナイト単相域焼鈍となり、そのまま冷却した場合、マルテンサイト単相組織になるので、本発明の組織を得ることが出来ない。このことから、材質バラツキの小さい鋼板を製造するためには、Ａｃ３変態点が十分高く、焼鈍温度が変化しても、鋼板組織があまり変化しないことが望ましい。ＳｉやＡｌは、Ａｃ３変態点を増加させることから、上記の範囲内でＳｉおよびＡｌを多量に含有させてＡｃ３変態点を増加させ、鋼板組織を焼鈍温度に依存させにくくすることが望ましい。
【００４６】
「Ｍｎ：１．５〜３．０％」
Ｍｎは、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。しかし、Ｍｎの含有量が３．０％を超えるとマルテンサイトの体積率が多くなりすぎて、延性確保に寄与するフェライトの体積率が不十分となり、延性及び曲げ性が不十分となる。また、Ｍｎの偏析に起因した鋼板表層の硬度分布も大きくなる。一方、Ｍｎの含有量が１．５％未満であると、冷却過程で生じるパーライト変態を抑制することが出来ず、鋼板組織がフェライト及びパーライト組織となってしまい、強度が不十分となる。Ｍｎの含有量は、１．６〜２．８％の範囲であることが好ましく、１．７〜２．６％の範囲であることがより好ましい。
【００４７】
「Ｔｉ：０．００５〜０．０９％」
Ｔｉは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。また、Ｔｉは、Ｂが窒化物となることを抑制するためにも添加する。Ｂは、熱延時の組織制御性、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備での組織制御と高強度化に寄与するものであるが、Ｂが窒化物になるとこの効果が得られない。Ｔｉを含有することで、Ｂが窒化物となるのを防止できる。
【００４８】
しかし、Ｔｉの含有量が０．０９％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化する。また、Ｔｉの含有量が多すぎると、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際に、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残り易く、大幅な延性低下をもたらす。このことからＴｉの含有量の上限を０．０９％以下とする。また、Ｔｉの含有量が０．００５％未満であると、Ｔｉを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。Ｔｉの含有量は、０．０１〜０．０８％の範囲であることが好ましく、０．０１５〜０．０７％の範囲であることがより好ましい。
【００４９】
「Ｂ：０．０００１〜０．０１％」
Ｂは、オーステナイトからのフェライト変態を遅延することから、鋼板の高強度化に活用できる。加えて、Ｂは、熱延時においても、オーステナイトからのフェライト変態を遅延することから、Ｂを含有させることで、熱延鋼板をベイナイト単相組織として均質性を高め、曲げ性を向上させることができる。しかし、Ｂの含有量が０．０００１％未満であると、十分な効果が得られない。また、Ｂの含有量が０．０１質量％を超えると、Ｂを含有することによる効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造性を低下させる。Ｂの含有量は、０．０００３〜０．００７％の範囲であることが好ましく、０．０００５〜０．００５％の範囲であることがより好ましい。
【００５０】
「Ｐ：０．００１〜０．０３％」
Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０３％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０３％以下に限定した。Ｐの含有量の下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とした。
「Ｓ：０．０００１〜０．０１％」
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１％以下とした。Ｓの含有量の下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とする。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、曲げ性を低下させる。このため、Ｓの含有量は出来るだけ少ないことが好ましい。
【００５１】
「Ｎ：０．０００５〜０．０１００％」
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１００％以下とした。加えて、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
【００５２】
「Ｏ：０．０００５〜０．００７％」
Ｏは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面あるいは切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、曲げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり、大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。Ｏの含有量が０．００７％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏの含有量の上限を０．００７％以下とした。また、Ｏの含有量を０．０００５％と未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限とした。ただし、Ｏの含有量を０．０００５％未満にしたとしても、本発明の効果である９００ＭＰａ以上の引張最大応力と優れた延性および曲げ性を確保できる。
【００５３】
本発明の高強度鋼板においては、更に、必要に応じて、以下に示す元素を含んでいてもよい。
「Ｎｂ：０．００５〜０．０９％」
Ｎｂは、強化元素である。Ｎｂは、Ｔｉと同様に、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。しかし、Ｎｂの含有量が０．０９％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化する。また、Ｎｂの含有量が多いと、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際に、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残り易く、大幅な延性低下をもたらす。このため、Ｎｂの含有量の上限を０．０９％以下とすることが好ましい。また、Ｎｂの含有量が０．００５％未満であると、Ｎｂを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。Ｎｂの含有量は、０．０１〜０．０８％の範囲であることが好ましく、０．０１５〜０．０７％の範囲であることがより好ましい。
【００５４】
「Ｃｒ：０．０１〜２．０％」「Ｎｉ：０．０１〜２．０％」「Ｃｕ：０．０１〜２．０％」「Ｍｏ：０．０１〜０．８％」の１種または２種以上
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量は２.０％以下であることが好ましく、Ｍｏの含有量は０.８％以下であることが好ましい。
【００５５】
「Ｖ：０．００５〜０．０９％」
Ｖは、強化元素である。Ｖは、ＴｉやＮｂと同様に、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。また、Ｖを含有させることで、遅れ破壊特性を向上させることができる。このことから、本発明の引張最大強度が９００ＭＰaを超える鋼板の製造にあたってはＶを含有させることが望ましい。
しかし、Ｖの含有量が０．０９％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化する。また、Ｖの含有量が多いと、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際に、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残り易く、大幅な延性低下をもたらすため、上限を０．０９％以下とすることが好ましい。また、Ｖの含有量が０．００５％未満であると、Ｖを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。Ｖの含有量は、０．０１〜０．０８％の範囲であることが好ましく、０．０１５〜０．０７％の範囲であることがより好ましい。
【００５６】
「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％」
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％添加できる。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは、酸化物や硫化物の形態制御に用いる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０００１％以上含有することで、脱酸後の酸化物サイズや、熱延板中に存在する硫化物のサイズを低下可能であり、曲げ性に寄与する。しかしながら、これらを合計で０．５％を超えて含有すると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、これらの含有量は合計で０．０００１〜０．５％の範囲であることが好ましい。
なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加することができ、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有させてもよい。
【００５７】
また、本発明の高強度鋼板は、表面に亜鉛めっき層や合金化した亜鉛メッキ層が形成されることにより、高強度亜鉛めっき鋼板とされていてもよい。高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されていることにより、優れた耐食性を有するものとなる。また、高強度鋼板の表面に、合金化した亜鉛メッキ層が形成されていることにより、優れた耐食性を有し、塗料の密着性に優れたものとなる。
【００５８】
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。本発明においては、鋳型内電磁攪拌装置等を用いて、スラブを鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造する必要がある。メニスカス近傍の溶鋼流速を１５ｃｍ／秒以上としたのは、溶鋼流速を速くして溶鋼の流動により凝固過程にあるスラブ表層の溶鋼を攪拌することによって、デンドライトのアーム間に介在物や欠陥がトラップされにくくし、鋳造時にスラブ表層近傍に不均質な凝固組織が発達することを妨げ、これら凝固組織の不均質性に起因した冷延−焼鈍後の鋼板表層の組織の不均一な変動と、これに起因した曲げ性の劣化を低減するためである。
【００５９】
上記溶鋼流速が１５ｃｍ／秒未満であると、鋳造時の不均質な凝固組織の形成を十分に妨げることができず、鋼板表面のロックウェル硬さの標準偏差により与えられる鋼板の均質性を示す指標となる組織均質性指標が０．４を超えることから、曲げ性が大きく劣化する。したがって、上記溶鋼流速は１５ｃｍ／秒以上とする必要があり、好ましくは１８ｃｍ／秒以上、更に好ましくは、２０ｃｍ／秒以上とされる。
【００６０】
熱間圧延に供するスラブの製造方法は、特に限定されるものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。また、本発明の製造方法は、鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）プロセスにも適合できる。
次に、鋳造されたスラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延を完了する。本実施形態においては、熱間圧延におけるスラブの加熱温度を１０５０℃以上にする必要がある。なお、熱間圧延におけるスラブの加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮される。しかし、スラブの加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくない。このため、スラブの加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。
【００６１】
熱間圧延におけるスラブの加熱温度が１０５０℃未満であると、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点未満となってフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均質な混粒組織となるので、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織が解消されず、延性や曲げ性に劣るものとなる。また、本実施形態の高強度鋼板の製造方法においては、焼鈍後に９００ＭＰａ以上の引張最大応力を有する高強度鋼板を得るために、スラブに多量の合金元素を含有している。このため、熱間圧延の仕上げ圧延時における圧延荷重が大きくなりがちである。熱間圧延におけるスラブの加熱温度が１０５０℃未満であると、仕上げ圧延温度が低くなり、更なる圧延荷重の増加を招くため、熱間圧延における仕上げ圧延が困難となったり、熱間圧延後に得られる鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。
【００６２】
なお、本実施形態において、Ａｒ３変態点は次の式により計算する。
Ａｒ３変態点（℃）＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
（式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ，Ｃｕ、Ｍｏは、鋼中の各成分の含有量［質量％］である。）
また、熱間圧延の仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上であればよく、上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮される。しかし、熱間圧延の仕上げ圧延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するために、スラブの加熱温度を過度に高温にせねばならなくなり、好ましくない。このことから、熱間圧延の仕上げ圧延温度の上限温度を、１０００℃以下とすることが望ましい。
【００６３】
次に、熱間圧延を完了した鋼板を４００℃〜６７０℃の温度域にて巻き取る。ここでの巻き取り温度が６７０℃を超えると、熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在するものとなる。このため、焼鈍後の組織不均質性が大きくなり、最終製品の曲げ性が劣化する。また、巻き取り温度が６７０℃を超えると、鋼板表面に形成される酸化物の厚さが過度に増大するため、後述する酸洗による効果が十分に得られなくなるので好ましくない。
また、巻き取り温度が６３０℃以下であると、焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させるとともに、焼鈍後の組織を均質分散させて曲げ性を向上させることができ、より好ましい。しかし、巻き取り温度が４００℃未満になると、極端に熱延板強度が増加することから、冷間圧延の際に板破断や形状不良といったトラブルを誘発しやすくなる。したがって、巻き取り温度の下限は、４００℃とする必要がある。
【００６４】
なお、仕上げ圧延は、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に行っても良い。また、粗圧延板は、一旦巻き取っても構わない。
【００６５】
次に、熱間圧延を完了し、巻き取られた鋼板を酸洗する。酸洗を行うことにより、鋼板表面の酸化物を除去することができる。このため、酸洗は、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性を向上させるために、重要である。酸洗は、一回行っても良いし、複数回に分けて行っても良い。
【００６６】
次に、酸洗後の熱延鋼板に圧下率４０〜７０％の冷延を施す。ここでの圧下率が４０％未満であると、冷延後に得られる冷延鋼板の形状を平坦に保つことが困難となるし、最終製品の延性が劣悪となる。一方、圧下率が７０％を越えると、冷延荷重が大きくなりすぎて、冷延が困難となる。圧下率は４５〜６５％であることがより好ましい。なお、圧延パスの回数や各圧延パス毎の圧下率については、特に規定することなく本発明の効果が発揮される。
【００６７】
その後、得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ラインを通板させて高強度冷延鋼板を製造する。この際、以下に示す第１条件または第２条件で行う。
「第１条件」
連続焼鈍ラインを通板させるに際して、加熱時に、最高加熱温度７６０℃〜Ａｃ３℃で焼鈍を行った後、最高加熱温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で室温まで冷却する。
【００６８】
本発明において、Ａｃ３とは、オーステナイト単相となる下限の温度を意味し、長さ変化の温度依存性の調査を行うことで測定可能である。即ち、鋼において室温で安定なフェライトと、高温で安定なオーステナイトは、密度や熱膨張係数が異なる。この結果、試験片の長さ変化の温度依存性を測定することで、Ａｃ３変態点を簡便に測定できる。
【００６９】
本実施形態において、上記最高加熱温度を７６０℃〜Ａｃ３℃としたのは、熱延板中に析出したセメンタイト、あるいは冷延後の連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備での加熱中に析出したセメンタイトを溶解させ、十分な体積率のオーステナイトを確保するためである。最高加熱温度が７６０℃未満であると、セメンタイトを溶解させるための時間が長時間となって、生産性が低下する。また、最高加熱温度が７６０℃未満であると、セメンタイトが溶解せずに溶け残って冷却後のマルテンサイトの体積率が低下し、９００ＭＰa以上の強度が確保できない場合がある。
【００７０】
また、本実施形態においては、最高加熱温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却しているので、フェライトの形成が促進され、延性確保に寄与するフェライトの体積率を十分に確保することができる。特に、加工性向上を目的として、フェライトの体積率を増す場合には、平均冷却速度５℃／秒以下で冷却することが望ましい。
これに対し、最高加熱温度〜６３０℃間を１０℃／秒を超える平均冷却速度で冷却した場合、フェライトの体積率が不足して、高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板の延性及び曲げ性が不十分となる恐れがある。
【００７１】
「第２条件」
連続焼鈍ラインを通板させるに際して、上述した第１条件と同様にして、焼鈍を行った後、最高加熱温度〜６３０℃間および６３０℃〜５７０℃間を第１条件と同様にして冷却した後、４５０℃〜２５０℃の温度域で３０秒以上保持し、平均冷却速度３℃／秒以上で室温まで冷却する。
さらに、本発明においては、第１条件または第２条件で連続焼鈍ラインを通板させることによって得られた高強度冷延鋼板に、亜鉛電気めっきを施すことにより、高強度亜鉛めっき鋼板としてもよい。
【００７２】
亜鉛電気めっきを施す方法としては、例えば、以下に示す方法が挙げられる。まず、連連続焼鈍ラインを通板させた鋼板に対して、めっきの前処理として、アルカリ脱脂、水洗、酸洗、並びに水洗を順に実施する。その後、前処理後の鋼板に対し、液循環式の電気めっき装置を用い、めっき浴として硫酸亜鉛、硫酸ナトリウム、硫酸からなるものを用い、例えば、電流密度１００Ａ／ｄｍ2で所定のめっき厚みになるまで電解処理して、Ｚｎめっきを施す。
【００７３】
また、本発明においては、上記の方法によって得られた冷延鋼板を、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させて、高強度亜鉛めっき鋼板を製造してもよい。この場合、以下に示す第３条件または第４条件で行う。
「第３条件」
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第１条件と同様にして、焼鈍を行った後、最高加熱温度〜６３０℃間を第１条件と同様にして冷却し、その後、６３０℃〜〔（亜鉛めっき浴温度−４０℃）〜（亜鉛めっき浴温度＋５０℃）〕℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、冷却を行う。
このように、６３０℃〜〔（亜鉛めっき浴温度−４０℃）〜（亜鉛めっき浴温度＋５０℃）〕℃間を好適な温度で冷却して、亜鉛めっき浴に浸漬することで、表面に亜鉛めっき層が形成された高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００７４】
本実施形態においては、６３０℃〜５７０℃間または６３０℃〜〔（亜鉛めっき浴温度−４０℃）〜（亜鉛めっき浴温度＋５０℃）〕℃間の平均冷却速度を３℃／秒以上としているので、この温度域で起こり得るパーライトやベイナイト変態を抑制することができ、オーステナイトをマルテンサイトへと効率的に変態させることが可能である。
これに対し、上記温度範囲における平均冷却速度が３℃／秒未満である場合、オーステナイトがパーライトへと変態することによって、マルテンサイトの体積率が不足して、高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板の強度が不十分となる恐れがある。また、上記温度範囲における平均冷却速度を３℃／秒未満とした場合、生産性の低下を招くため、好ましくない。
【００７５】
「第４条件」
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第３条件と同様にして、亜鉛めっき浴に浸漬するまでの工程を行った後、４６０℃〜６００℃の温度で合金化処理を施し、冷却を行う。
このような合金化処理を行うことで、表面に亜鉛メッキ層が合金化されてなるＺｎ−Ｆｅ合金が形成され、表面に合金化した亜鉛メッキ層を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
合金化温度の下限値を４６０℃以上としたのは、合金化温度が４６０℃未満であると、合金化反応に長時間を要することから生産性に劣るためである。一方で、合金化温度が６００℃を超えると、オーステナイト中に炭化物が形成することから、冷却後に得られるマルテンサイトの体積率が減少し、強度確保が難しくなる。このことから、合金化温度は６００℃以下とする必要がある。
【００７６】
本実施形態においては、上述した化学成分（組成）を有するスラブを用い、上記の方法によって冷延鋼板を製造し、第１条件〜第４条件のいずれかの条件で高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板を製造しているので、鋼板組織をフェライト及びマルテンサイトよりなる複相組織鋼板としたとしても、鋼板表面のロックウェル硬さの標準偏差により与えられる鋼板の均質性を示す指標となる組織均質性指標の小さい高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００７７】
また、本実施形態においては、以下に示すように、高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板の製造時における連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインの焼鈍炉内の雰囲気を、Ｈ2を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５とすることが好ましい。
【００７８】
焼鈍炉内の雰囲気を上述した雰囲気とした場合、鋼板に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌが鋼板表面に拡散する前に、鋼板内部に拡散したＯと鋼板内部に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌとが反応され、鋼板内部に酸化物が形成されるとともに、鋼板表面へのこれら元素から成る酸化物の形成が抑制される。したがって、焼鈍炉内内の雰囲気を上述した雰囲気とすることで、鋼板表面に酸化物が形成されることに起因する不めっきを抑制できるとともに合金化反応の促進を図ることができ、鋼板表面に酸化物が形成されることによる化成処理性の劣化を防止できる。
【００７９】
なお、焼鈍炉内の雰囲気中における水分圧と水素分圧との比は、炉内に水蒸気を吹き込む方法によって調整することができる。このようにして焼鈍炉内の雰囲気中における水分圧と水素分圧との比を調整する方法は、簡便であり、好ましい。
【００８０】
また、焼鈍炉内の雰囲気において、Ｈ２濃度が６０体積％を超えると、コスト高を招くことから好ましくない。また、Ｈ２濃度が１体積％未満になると、鋼板に含まれるＦｅが酸化することから、鋼板の濡れ性やめっき密着性が不十分となる恐れがある。
また、炉内の雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）≦−０．５とすることで、Ｓｉを多量に含む鋼である場合であっても、十分なめっき性を確保できる。なお、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）の下限を−３以上としたのは、−３未満では、鋼板表面にＳｉ酸化物（またはＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物）が形成される割合が多くなり、濡れ性やめっき密着性が低下する恐れがあるからである。一方、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）の上限を−０．５としたのは、その効果が飽和するためである。
【００８１】
これに対し、従来の鋼板の製造方法を用いて本発明の高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板を製造する場合、製造時における焼鈍炉内の雰囲気を、上記の焼鈍炉内の雰囲気としていないので、以下に示すような問題が生じる恐れがあった。
すなわち、本発明においては、フェライト体積率を向上させ、延性を確保するためにＳｉ（またはＳｉおよびＡｌ）を含み、高強度鋼板の強度を高めるＭｎを含む上述した化学成分（組成）を有するスラブを用いている。Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌは、Ｆｅと比較して極めて酸化しやすい元素であるため、Ｆｅの還元雰囲気であっても、Ｓｉ（またはＳｉおよびＡｌ）、Ｍｎの含有された鋼板の表面には、Ｓｉ酸化物（またはＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物）、Ｍｎ酸化物が形成される。
【００８２】
鋼板の表面に形成されたＳｉ、ＭｎやＡｌを単独、あるいは、複合で含む酸化物は、高強度冷延鋼板における化成処理性を劣化させる原因となる。また、これらの酸化物は、亜鉛などの溶融金属との濡れ性が悪いため、Ｓｉ（またはＳｉおよびＡｌ）の含有された高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する場合に不めっきの原因となる。また、ＳｉやＡｌは、合金化処理を施した高強度亜鉛めっき鋼板を製造する際に、合金化を遅延するなどの問題を引き起こす場合がある。
ここで、鋼板表面における酸化物の形成を抑制する方法としては、焼鈍炉内の雰囲気をそれぞれの元素の還元雰囲気にする方法が考えられるが、本実施形態においては、焼鈍炉内の雰囲気を上述した雰囲気とし、Ｆｅの還元雰囲気ではあるものの、Ｓｉ、ＭｎやＡｌといった元素が極めて酸化し易い雰囲気とした。
【００８３】
なお、本発明は、上記の例に限定されるものではない。
例えば、上述した高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、水分圧と水素分圧とを制御して焼鈍炉内の雰囲気を制御したが、二酸化炭素と一酸化炭素の分圧を制御する方法、あるいは、炉内に直接酸素を吹き込む方法を用いて、焼鈍炉内の雰囲気を制御してもよい。この場合であっても、水分圧と水素分圧とを制御して焼鈍炉内の雰囲気を制御した場合と同様に、表層近傍の鋼板内部にＳｉ、ＭｎやＡｌを単独、あるいは、複合で含む酸化物を析出させることができ、上記と同様の効果が得られる。
【００８４】
また、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、めっき密着性を向上させるために、焼鈍前の鋼板にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅから選ばれる１種あるいは複数種よりなるめっきを施してもよい。
【００８５】
また、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、焼鈍から亜鉛めっき浴に浸漬するまでの工程として「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍した後、亜鉛めっき浴温度近傍まで冷却して、亜鉛めっき浴に侵漬する」ゼンジマー法や「焼鈍時の雰囲気を調節して、最初に鋼板表面を酸化させ、その後還元することにより、めっき前の鋼板表面の清浄化を行った後、亜鉛めっき浴に侵漬する」全還元炉方式、あるいは「鋼板を脱脂酸洗した後に、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行い、その後亜鉛めっき浴に侵漬する」フラックス法などを用いてもよい。
【実施例】
【００８６】
表１および表２に示す化学成分（組成）を有するスラブを、鋳型内電磁攪拌装置を用いて表３〜表５に示す鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速で鋳造し、鋳造されたスラブを直接表３〜表５に示す温度（スラブ加熱温度）に加熱し、表３〜表５に示す温度（熱間圧延完了温度）で熱間圧延を完了し、表３〜表５に示す温度域（巻き取り温度）にて巻き取り、酸洗後、表３〜表５に示す圧下率の冷延を施し、実験例１〜実験例６９の冷延鋼板を得た。
【００８７】
【表１】
0005644094.tif 000002
【００８８】
【表２】
0005644094.tif 000003
【００８９】
【表３】
0005644094.tif 000004
【００９０】
【表４】
0005644094.tif 000005
【００９１】
【表５】
0005644094.tif 000006
【００９２】
なお、表３〜表５において、製品板種類を示すＣＲは連続焼鈍設備にて製造した冷延鋼板であり、ＧＩは連続溶融亜鉛めっき設備にて製造した亜鉛めっき鋼板であり、ＧＡは連続溶融亜鉛めっき設備にて製造した合金化亜鉛めっき鋼板である。
【００９３】
続いて、実験例１〜実験例６９の冷延鋼板のうちの一部の実験例を、連続焼鈍ラインを通板させて冷延鋼板ＣＲを製造した。なお、連続焼鈍ラインの焼鈍炉内の雰囲気は、１体積％のＨ２を含むＮ２雰囲気とし、炉内の雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−２．８とした。
また、連続焼鈍ラインを通板させるに際して、加熱時に、表６〜表８に示す最高加熱温度で焼鈍を行った後、最高加熱温度〜６３０℃間を表６〜表８に示す平均冷却速度で冷却し、６３０℃〜５７０℃間を表６〜表８に示す平均冷却速度で冷却し、表６〜表８に示す保持温度、表６〜表８に示す保持時間で保持してから室温まで冷却した。
【００９４】
【表６】
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【００９５】
【表７】
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【００９６】
【表８】
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【００９７】
また、実験例１〜実験例６９の冷延鋼板のうち連続焼鈍ラインを通板させなかった冷延鋼板を、連続溶融亜鉛めっきラインを通板させて亜鉛めっき鋼板ＧＩを製造した。なお、連続溶融亜鉛めっきラインの焼鈍炉内の雰囲気は、１体積％のＨ２を含むＮ２雰囲気とし、炉内の雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ2Ｏ／ＰＨ2）を−１．２とした。
【００９８】
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、加熱時に、表６〜表８に示す最高加熱温度で焼鈍を行った後、最高加熱温度〜６３０℃間を表６〜表８に示す平均冷却速度で冷却し、６３０℃〜亜鉛めっき浴温度間を表６〜表８に示す平均冷却速度で冷却し、表６〜表８に示す温度の亜鉛めっき浴に浸漬し、冷却を行った。
また、一部の実験例においては、亜鉛めっき浴に浸漬するまでの工程を行った後、表６〜表８に示す温度で合金化処理を施し、冷却を行った。
【００９９】
このようにして得られた実験例１〜実験例６９の冷延鋼板または亜鉛めっき鋼板について、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法により鋼板組織を観察し、フェライト、マルテンサイト、残部組織の体積率と、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径とを調べた。その結果を表９〜表１１に示す。
【０１００】
【表９】
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【０１０１】
【表１０】
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【０１０２】
【表１１】
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【０１０３】
なお、表９〜表１１において、残部組織に記載のＰはパーライトを意味し、Ｂはベイナイトを意味し、ＲＡは残留オーステナイトを意味し、Ｃはセメンタイトを意味する。
表９〜表１１より、本発明の実施例である実験例１、７、８、１３〜１５、２０、２１、２３、２４、２６〜２９、３２〜４０、４２、４３、４５〜４７、４９、５１、５３では、鋼板組織がフェライトを主とし、マルテンサイトを含んでいることが確認できた。
【０１０４】
また、実験例１〜実験例６９の冷延鋼板または亜鉛めっき鋼板について、鋼板表面のロックウェル硬さの標準偏差により与えられる鋼板の均質性を示す指標となる組織均質性指標を求めた。
その結果を表９〜表１１に示す。表９〜表１１より、本発明の実施例である実験例１、７、８、１３〜１５、２０、２１、２３、２４、２６〜２９、３２〜４０、４２、４３、４５〜４７、４９、５１、５３では、組織均質性指標が０．４以下であった。
【０１０５】
また、実験例１〜実験例６９の冷延鋼板または亜鉛めっき鋼板について、曲げ角度９０度でのＶ曲げ試験を行い、内側半径Ｒを測定した。
その結果を表９〜表１１に示す。表９〜表１１より、本発明の実施例である実験例１、７、８、１３〜１５、２０、２１、２３、２４、２６〜２９、３２〜４０、４２、４３、４５〜４７、４９、５１、５３では、内側半径Ｒが１ｍｍ以下であった。
【０１０６】
更に、実験例１〜実験例６９の高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行い、引張最大応力（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）とを測定した。
その結果を表９〜表１１に示す。表９〜表１１より、本発明の実施例である実験例１、７、８、１３〜１５、２０、２１、２３、２４、２６〜２９、３２〜４０、４２、４３、４５〜４７、４９、５１、５３では、引張最大応力および伸びが良好であった。
【０１０７】
また、本発明の比較例である実験例２〜４、９、１６、１７、２２、２５、３０、３１、４１、４４、４８、５０、５２では、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が、本発明の範囲未満であるので、組織均質性指標が０．４を超えるとともに、内側半径Ｒが１ｍｍを超えており、曲げ性が不十分であった。
また、比較例である実験例５では、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が本発明の範囲未満であり、最高加熱温度が本発明の範囲を超え、最高加熱温度〜６３０℃間の平均冷却速度が１０℃／秒を超えているので、組織均質性指標が０．４を超えるとともに、内側半径Ｒが１ｍｍを超えており、曲げ性が不十分であり、しかも引張最大応力が９００ＭＰａ未満であり、伸びも不十分であった。
また、本発明の比較例である実験例６、１１では、６３０−５７０℃間の平均冷却速度が本発明の範囲未満であるので、引張最大応力が９００ＭＰａ未満であった。
【０１０８】
また、最高加熱温度が本発明の範囲未満である実験例１０、１８では、マルテンサイトがほとんど含まれておらず、引張最大応力が９００ＭＰａ未満であった。
また、合金化温度が好ましい範囲よりも高い実験例１２では、引張最大応力が９００ＭＰａ未満であった。
【０１０９】
また、本発明の比較例である実験例１９では、６３０−５７０℃間の平均冷却速度が本発明の範囲未満であるので、伸びが不十分であった。
【０１１０】
また、本発明の比較例である実験例５４、５５では、Ｃの含有量が少ないため、引張最大応力が９００ＭＰａ未満であった。
本発明の比較例である実験例５６、５７では、ＴｉおよびＢが含まれていないため、引張最大応力が９００ＭＰａ未満であった。
また、本発明の比較例である実験例５８、５９では、Ｓｉの含有量が少ないため、組織均質性指標が０．４を超えるとともに、内側半径Ｒが１ｍｍを超えており、曲げ性が不十分であった。
【０１１１】
また、本発明の比較例である実験例６０、６１では、Ｍｎの含有量が少ないため、引張最大応力が９００ＭＰａ未満であった。また、実験例６０では、マルテンサイトがほとんど含まれていなかった。
また、本発明の比較例である実験例６２、６３では、Ｍｎの含有量が多いため、マルテンサイトの体積率が多く、フェライトの体積率が不十分となり、フェライトを主としていなかった。このため、実験例６２、６３では、延性が不十分であった。また、実験例６３では、組織均質性指標が０．４を超えるとともに、内側半径Ｒが１ｍｍを超えており、曲げ性が不十分であった。
【０１１２】
また、本発明の比較例である実験例６４、６５では、Ｔｉが含まれていないため、引張最大応力が９００ＭＰａ未満であった。
本発明の比較例である実験例６６、６７では、Ｂが含まれていないため、引張最大応力が９００ＭＰａ未満であった。
本発明の比較例である実験例６８、６９では、Ｃの含有量が多いため、マルテンサイトの体積率が多く、フェライトの体積率が不十分となり、フェライトを主としていなかった。また、実験例６８、６９では、Ｃの含有量が多く、Ｓｉの含有量が少ないため、組織均質性指標が０．４を超えるとともに、内側半径Ｒが１ｍｍを超えており、曲げ性が不十分であった。