(57)【要約】【課題】高強度かつ高降伏比を有し、成形性に優れた高降伏比型高強度鋼板等を提供すること。【解決手段】高降伏比型高強度鋼板は、成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％超３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶのうちのいずれか１種または２種以上の合計含有量が０．０１０％以上１．０００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するとともに、ミクロ組織として、フェライトと第２相とを含む組織を有する。フェライトは、面積率が５０％以上でかつ平均結晶粒径が１８μｍ以下である。第２相は、面積率が１％以上７％未満のマルテンサイトを含み、この第２相によって形成されるバンド状組織の厚みが所定の関係式を満たす。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％超３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、かつＴｉ、Ｎｂ、およびＶのうちのいずれか１種または２種以上の合計含有量が０．０１０％以上１．０００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するとともに、ミクロ組織として、フェライトと第２相とを含む組織を有し、前記フェライトは、面積率が５０％以上でかつ平均結晶粒径が１８μｍ以下であり、前記第２相は、面積率が１％以上７％未満のマルテンサイトを含み、該第２相によって形成されるバンド状組織の厚みが下記式（１）の関係式を満たすことを特徴とする高降伏比型高強度鋼板。
Ｔｂ／Ｔ≦０．００５      ・・・（１）
（ただし、式（１）中のＴｂはバンド状組織の板厚方向の平均厚み、Ｔは板厚である。）
【請求項２】
前記マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の高降伏比型高強度鋼板。
【請求項３】
成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＢ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高降伏比型高強度鋼板。
【請求項４】
成分組成として、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｍｇ：０．００１％以上０．００５％以下、およびＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高降伏比型高強度鋼板。
【請求項５】
成分組成として、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下および／またはＳｂ：０．００２％以上０．２００％以下を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに１項に記載の高降伏比型高強度鋼板。
【請求項６】
成分組成として、さらに、質量％で、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の高降伏比型高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の高降伏比型高強度鋼板は、冷延鋼板であることを特徴とする高降伏比型高強度冷延鋼板。
【請求項８】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の高降伏比型高強度鋼板は、鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項９】
請求項８に記載の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板の前記亜鉛系めっき皮膜が、溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１０】
請求項８に記載の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板の前記亜鉛系めっき皮膜が、合金化溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１１】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取った後、冷間圧延工程を経て得られた冷延板を７５０℃以上に加熱し、その後５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取った後、得られた熱延板または前記巻き取り後に冷間圧延工程を経て得られた冷延板を７５０℃以上に加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し、その後溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取った後、得られた熱延板または前記巻き取り後に冷間圧延工程を経て得られた冷延板を一旦７５０℃以上に加熱し、続く冷却および酸洗工程を経て７００℃以上に再加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し、その後溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１４】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取った後、得られた熱延板または前記巻き取り後に冷間圧延工程を経て得られた冷延板を７５０℃以上に加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１５】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取った後、得られた熱延板または前記巻き取り後に冷間圧延工程を経て得られた冷延板を一旦７５０℃以上に加熱し、続く冷却および酸洗工程を経て７００℃以上に再加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする高降伏比型高強度合金化溶融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、高降伏比型高強度鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の製造分野では、地球環境保全の観点から、ＣＯ2排出量の削減に向けた燃費改善等のための自動車車体の軽量化が強く求められている。その一方で、乗員の安全確保の観点から、衝撃に対する自動車車体の強化が当然に求められる。こうした要求に答えるためには自動車車体の軽量化および高強度化が必須であり、従来から、車体材料である鋼板の高強度化が図られるとともに、剛性が問題とならない範囲での板厚の薄肉化が図られている。また、このような鋼板の高強度化、薄肉化に加え、耐衝突特性の向上を目的とした降伏比（ＹＲ）の高降伏比化に対する要望も高まっている。この他にも、例えば、鋼板を冷延鋼板として仕上げる場合には、必要な強度および成形性の確保と併せて良好な化成処理性が求められる。また、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板として仕上げる場合であれば亜鉛めっきの良好なめっき性が求められ、溶融亜鉛めっきに加えて合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として仕上げる場合には、合金化処理後の鋼板の特性が必要な強度や成形性を達成している必要がある。このように、鋼板は、強度、延性等の成形性、化成処理性、めっき性等、用途に適した特性が求められる。
【０００３】
ところで、一般に、鋼板の強度を上げれば、延性等の成形性は低下する。例えば、鋼板の高強度化のためにＭｎ、Ｓｉ、Ｐ等の固溶強化元素やＣｒ、Ｍｏ等の焼入れ元素を添加する場合、延性等の成形性は低下してしまう。また、これら合金元素の含有は、化成処理性やめっき性を低下させるため、高強度化と、化成処理性やめっき性の向上とに対して相反する作用を及ぼす。したがって、高強度化が実現できても、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）での良好な化成処理性や、溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）での良好なめっき性は期待できない。特に、４５０℃〜４９０℃の温度域で溶融亜鉛めっきを施し、あるいはこの溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施す場合、フェライト素地中に分散している未変態オーステナイトの分解が一部で発生し、引張強度ＴＳの低下や全伸びＥＬの低下、さらには降伏伸びＹＰ-ＥＬの発生を引き起こす。この未変態オーステナイトの分解は、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の含有量が少ないほど生じ易いが、逆に含有量が多いとめっき性が低下する。以上のように、合金元素を単に添加するだけでは、高い強度と良好な成形性とを併せ持ち、かつ溶融亜鉛めっきや合金化処理を施した場合に良好なめっき性を達成可能な高強度鋼板の実現は難しい。
【０００４】
以上のような問題を解決するための技術として、従来から、所望の特性に応じて元素の配合や製造条件等を調整する手法が種々提案されている。例えば、特許文献１には、加工性およびめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。この特許文献１では、Ｍｏ等を添加し、その含有量や製造条件等を適正に調整することで加工性およびめっき密着性を向上させている。
【０００５】
一方で、従来から、延性等の成形性を高めた高強度鋼板として、フェライト素地中にマルテンサイトを主とする低温変態相を含む複合組織鋼板が知られている。この複合組織鋼板は、フェライトおよびオーステナイトの２相域の温度に加熱した後、水冷やガス冷却等によって急冷却することで製造でき、高強度を確保しつつ良好な成形性が実現できる。例えば、特許文献２には、このような複合組織鋼板として、加工性およびめっき性に優れた高強度薄鋼板の製造方法が開示されている。この特許文献２では、Ｃｒ、Ｍｏ等を添加し、その含有量や製造条件等を適正に調整することで加工性およびめっき性を向上させている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第３６８４９１４号公報
【特許文献２】特許第３６８７４００号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１や特許文献２の技術では、Ｃｒ、Ｍｏ等の高価な元素の活用が必要不可欠であるとともに、高降伏比化を目的としたものではないため、高降伏比特性と良好な成形性とを併せ持つ高強度鋼板の実現は困難であった。
【０００８】
本発明は、上記に鑑みてなされたものであって、高強度かつ高降伏比を有し、成形性に優れた高降伏比型高強度鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の発明者等は、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶのうちのいずれか１種または２種以上の元素を合計含有量が０．０１０％以上１．０００％以下の範囲となるように添加することで、Ｍｏ、Ｃｒを添加せずとも高強度かつ高降伏比で成形性に優れた鋼板が得られることを知見し、以下のことを見出した。ここで、高降伏比型高強度鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは、いずれも、降伏比ＹＲが６０％以上で、かつ引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上である鋼板のことをいう。
【００１０】
すなわち、上記した課題を解決し、目的を達成するため、本発明にかかる高降伏比型高強度鋼板は、成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％超３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、かつＴｉ、Ｎｂ、およびＶのうちのいずれか１種または２種以上の合計含有量が０．０１０％以上１．０００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するとともに、ミクロ組織として、フェライトと第２相とを含む組織を有し、前記フェライトは、面積率が５０％以上でかつ平均結晶粒径が１８μｍ以下であり、前記第２相は、面積率が１％以上７％未満のマルテンサイトを含み、該第２相によって形成されるバンド状組織の厚みが下記式（１）の関係式を満たすことを特徴とする。
Ｔｂ／Ｔ≦０．００５      ・・・（１）
（ただし、式（１）中のＴｂはバンド状組織の板厚方向の平均厚み、Ｔは板厚である。）
【００１１】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度鋼板は、上記発明において、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であることを特徴とする。
【００１２】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度鋼板は、上記発明において、成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＢ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１３】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度鋼板は、上記発明において、成分組成として、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｍｇ：０．００１％以上０．００５％以下、およびＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１４】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度鋼板は、上記発明において、成分組成として、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下および／またはＳｂ：０．００２％以上０．２００％以下を含有することを特徴とする。
【００１５】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度鋼板は、上記発明において、成分組成として、さらに、質量％で、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下を含有することを特徴とする。
【００１６】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度冷延鋼板は、上記発明の高降伏比型高強度鋼板であって、冷延鋼板であることを特徴とする。
【００１７】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板は、上記発明の高降伏比型高強度鋼板であって、鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする。
【００１８】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記発明の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板の前記亜鉛系めっき皮膜が、溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする。
【００１９】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記発明の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板の前記亜鉛系めっき皮膜が、合金化溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする。
【００２０】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法は、上記発明の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取った後、冷間圧延工程を経て得られた冷延板を７５０℃以上に加熱し、その後５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする。
【００２１】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記発明の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取った後、得られた熱延板または前記巻き取り後に冷間圧延工程を経て得られた冷延板を７５０℃以上に加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し、その後溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする。
【００２２】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記発明の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取った後、得られた熱延板または前記巻き取り後に冷間圧延工程を経て得られた冷延板を一旦７５０℃以上に加熱し、続く冷却および酸洗工程を経て７００℃以上に再加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し、その後溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする。
【００２３】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記発明の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取った後、得られた熱延板または前記巻き取り後に冷間圧延工程を経て得られた冷延板を７５０℃以上に加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする。
【００２４】
また、本発明にかかる高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記発明の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取った後、得られた熱延板または前記巻き取り後に冷間圧延工程を経て得られた冷延板を一旦７５０℃以上に加熱し、続く冷却および酸洗工程を経て７００℃以上に再加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、高強度かつ高降伏比を有し、成形性に優れた高降伏比型高強度鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および高降伏比型高強度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。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下、本発明にかかる高降伏比型高強度鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法をその成分組成、ミクロ組織、および製造方法に分けて詳細に説明する。
【００２７】
先ず、成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
【００２８】
（Ｃの含有量）
Ｃ（炭素）は、鋼の重要な基本成分の１つであり、低温で生成するベイナイトやマルテンサイトを通じて強度の向上に寄与する。また、Ｃは、特に本発明では、後述するＴｉ、Ｎｂ、およびＶとの炭化物として析出し、強度上昇に寄与する。ただし、Ｃの含有量が０．０３％未満では、上記析出物だけでなく、ベイナイトやマルテンサイトも生成し難い。一方で、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、スポット溶接性が劣化する。したがって、Ｃの含有量は、０．０３％以上０．２０％以下の範囲内とする。より良好な特性を達成するために好ましくは、Ｃの含有量は、０．０５％以上０．１２％以下の範囲内とするのがよい。
【００２９】
（Ｓｉの含有量）
Ｓｉ（ケイ素）は、フェライト中の固溶Ｃ量を減少させることによって延性等の成形性を向上させる元素であるが、１．０％を超える量のＳｉを含有すると、化成処理性や亜鉛めっきのめっき性を阻害する。したがって、Ｓｉの含有量は１．０％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．５％以下の範囲内とするのがよい。
【００３０】
（Ｍｎの含有量）
Ｍｎ（マンガン）は、本発明において重要な成分の１つであり、複合組織における変態を抑制し、オーステナイトを安定化させる元素である。ただし、Ｍｎの含有量が１．５％以下では上記効果が得られず、また、一方で、Ｍｎの含有量が３．０％を超えると化成処理性やめっき性を阻害する。したがって、Ｍｎの含有量は１．５％超３．０％以下の範囲内とし、好ましくは１．６％以上２．３％以下の範囲内とするのがよい。
【００３１】
（Ｐの含有量）
Ｐ（リン）は、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加でき、さらに、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。ただし、０．１０％を超えて含有すると、スポット溶接性の劣化を招く上、亜鉛めっきの合金化処理を施す場合では、合金化速度を低下させ、めっき性を損なう。したがって、Ｐの含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．００１％以上０．０５０％以下の範囲内とするのがよい。
【００３２】
（Ｓの含有量）
Ｓ（硫黄）は、熱間圧延時の熱間割れを引き起こす要因となる他、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その含有量は極力低減するのが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０５％以下とし、好ましくは０．０１％以下に抑えるのがよい。一方で、Ｓの含有量を０．０００５％未満に抑えることとすると、製造コストが増加する。このため、Ｓは、０．０００５％を下限値とする含有量を許容するとより好ましい。
【００３３】
（Ａｌの含有量）
Ａｌ（アルミニウム）は、０．１０％を超えて過剰に添加すると製造コストが増加する。したがって、Ａｌの含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０５％以下に抑えるのがよい。一方で、Ａｌの含有量が０．００５％未満になると、脱酸が不十分になり易い。このため、Ａｌの含有量は、０．００５％以上とするとより好ましい。
【００３４】
（Ｎの含有量）
Ｎ（窒素）は、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎの含有量が０．０１０％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。したがって、Ｎの含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００６０％以下に抑えるのがよい。また、生産技術上の制約によっては、０．０００５％程度を下限値とするＮの含有量を許容してよい。
【００３５】
（Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの合計含有量）
Ｔｉ（チタン）、Ｎｂ（ニオブ）、およびＶ（バナジウム）は、炭化物を生成し、鋼を高強度化するのに有効な元素である。この効果は、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの中から選ばれる１種または２種以上の合計含有量を０．０１０％以上とすることで得られる。ただし、いずれも高価な元素であるため多量に添加すれば大幅なコスト増加となる上、合計含有量が１．０００％を超えると、微細析出物が多くなりすぎてこれらが冷間圧延後の回復・再結晶を抑制し、延性の低下を招く。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、これら元素のうちの１種または２種以上の合計含有量が０．０１０％以上１．０００％以下の範囲内となるように添加する。好ましくは、これらの合計含有量は、０．０１０％以上０．２００％以下の範囲内とするのがよい。
【００３６】
（Ｃｕ、Ｎｉ、およびＢの含有量）
Ｃｕ（銅）、Ｎｉ（ニッケル）、およびＢ（ホウ素）は、これら元素の中から選ばれる少なくとも１種を以下の含有量で含有することが好ましい。
【００３７】
Ｃｕは、熱間圧延時の熱間割れを引き起こし、表面疵の発生要因となる有害元素である。ただし、冷延鋼板として仕上げる場合においては、Ｃｕが及ぼす鋼板特性への悪影響は小さく、１．００％以下の含有量であれば許容できる。これによれば、スクラップ等を使用する等リサイクル原料を活用できるので、原料コストの低減が図れる。したがって、Ｃｕを添加する場合には、その含有量は、０．０５％以上１．００％以下の範囲内とする。
【００３８】
Ｎｉの含有は、Ｃｕと同様に鋼板特性に及ぼす悪影響は小さい一方で、Ｃｕの添加による表面疵の発生を防止する効果を有する。ただし、Ｎｉの過剰な添加は、スケールの不均一生成に起因した別の表面欠陥の発生を助長する。したがって、Ｎｉを添加する場合には、その含有量は、１．００％以下が好ましく、０．０５％以上１．００％以下の範囲内とする。
【００３９】
Ｂは、オーステナイトからのパーライトやベイナイトの生成を抑制し、オーステナイトを安定化させてマルテンサイトの生成を促進するため、強度の確保に有効である。この効果は、Ｂの含有量が０．０００３％以上で得られる。一方で、０．００５０％を超えてＢを添加しても効果は飽和する上、熱間圧延時の製造性を低下させる要因となる。したがって、Ｂの含有量は、０．０００３％以上０．００５０％以下の範囲内とする。
【００４０】
（Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭの含有量）
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、およびＲＥＭ（希土類金属）は、これら元素の中から選ばれる少なくとも１種を以下の含有量で含有することが好ましい。すなわち、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭは、脱酸に用いられる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性や局部延性に対する硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果は、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭのいずれの元素についても、その含有量を０．００１％以上とすることで得られる。一方で、これらＣａ、Ｍｇ、およびＲＥＭのいずれの元素も、０．００５％を超えて過剰に添加すると介在物等の増加を引き起こし、表面および内部の欠陥等を招く。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加する場合には、その含有量は、それぞれ０．００１％以上０．００５％以下の範囲内とする。
【００４１】
（ＳｎおよびＳｂの含有量）
Ｓｎ（スズ）およびＳｂ（アンチモン）は、これら元素の中から選ばれる少なくとも１種を以下の含有量で含有することが好ましい。すなわち、Ｓｎおよび／またはＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。このような窒化や酸化を抑制することによれば、鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や耐時効性を改善させることができる。一方で、これらいずれの元素についても、０．２００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。したがって、Ｓｎおよび／またはＳｂを添加する場合には、その含有量は、それぞれ０．００２％以上０．２００％以下の範囲内とする。
【００４２】
（Ｔａの含有量）
Ｔａ（タンタル）は、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、Ｔａを含有することが好ましい。ここで、前述の析出物安定化の効果は、Ｔａの含有量を０．００１％以上とすることで得られる。一方で、Ｔａを過剰に添加しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。したがって、Ｔａを添加する場合には、その含有量は、０．００１％以上０．０１０％以下の範囲内とする。
【００４３】
以上に含有量を示した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、本発明の効果を害しない範囲であれば、上記以外の他の成分の含有を拒むものではない。ただし、酸素（Ｏ）については、非金属介在物を生成して鋼板品質に悪影響を及ぼすため、その含有量は、０．００３％以下に抑えるのが好ましい。
【００４４】
次に、ミクロ組織について説明する。
【００４５】
（マルテンサイトの面積率）
本発明は、その適用対象の１つとして自動車車体の車体材料（自動車用鋼板）を想定しており高い強度が要求されるが、マルテンサイトの面積率が１％未満では、必要な引張強度ＴＳ、具体的には５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを確保することが困難である。一方で、マルテンサイトの面積率が７％以上になると、高降伏比特性の確保が困難となり、延性も低下する。したがって、マルテンサイトの面積率は、１％以上７％未満とする。
【００４６】
（フェライトの面積率）
本発明の適用対象の１つである自動車用鋼板は優れた成形性が要求されるが、フェライトの面積率が５０％未満では、必要な延性および穴広げ性を実現可能な成形性を確保することが困難である。したがって、フェライトの面積率は、５０％以上とする。より良好な成形性が要求される場合には、フェライトの面積率は、７５％以上とすることが好ましい。なお、ここでいうフェライトは、いわゆるフェライトに加えて、炭化物の析出を含まないベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトを含む。
【００４７】
なお、フェライトとマルテンサイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）についてＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像をＭｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて解析して各組織（フェライト、マルテンサイト）の面積率を１０視野分算出し、得られた各値を平均して求めることができる。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、マルテンサイトは白色の組織を呈している。
【００４８】
（フェライトの平均結晶粒径）
焼鈍時、フェライトとオーステナイトの２相域の温度に加熱する際にフェライトの結晶粒径が大きくなれば、フェライト粒界から生成するオーステナイトの結晶粒径も自ずと大きくなる。結果、その後の冷却時にこの大きなオーステナイトの結晶粒が比較的大きなマルテンサイトやベイナイト等の第２相に変態し、割れの起点となって穴広げ性を低下させ、疲労特性を低下させる。したがって、本発明では、穴広げ性や疲労特性の向上を図るためにフェライトの結晶粒径を微細化し、フェライトの平均結晶粒径を１８μｍ以下とする。また、フェライトの平均結晶粒径が１μｍ未満では、延性が低下傾向にある。このため、特に限定する必要はないが、フェライトの平均結晶粒径は１μｍ以上であることが好ましい。
【００４９】
なお、フェライトの平均結晶粒径は、上記したＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いてフェライトの結晶粒毎に各々の面積を求め、各々の円相当直径を算出し、得られた各値を平均して求めた。また、本発明のミクロ組織には、フェライトとマルテンサイト以外に、未再結晶フェライト（焼鈍過程で再結晶されず、結晶粒内の転位密度が高いフェライト）、パーライト、セメンタイト等の炭化物、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト等が含まれていてもよく、これらが含まれることで本発明の効果が損なわれることはない。
【００５０】
（バンド状組織）
バンド状組織は、Ｃ量、Ｍｎ量の多い鋼において、主にスラブの冷却段階で結晶粒界に沿って凝集したＣ、Ｍｎの濃化層が熱間圧延時とその後の冷却時に引き延ばされることで、焼鈍板中に圧延方向あるいは板幅方向に列状、層状をなして形成される第２相群からなるものである。このバンド状組織の厚みは、次式（２）の関係式を満たすようにする。次式（２）において、Ｔｂはバンド状組織の板厚方向の平均厚み、Ｔは得られた鋼板の板厚である。
Ｔｂ／Ｔ≦０．００５      ・・・（２）
【００５１】
ここで、本発明の成分組成は、Ｍｎ量が多いため、前述のように焼鈍板中に形成されるＣ、Ｍｎを主成分とするバンド状の第２相組織（バンド状組織）が厚くなり易い。バンド状組織の厚みが上記式（２）の関係式を満たすこととする理由は、バンド状組織の厚みが増すと、硬質なマルテンサイトがフェライト素地中で均一に分散し難くなり、高強度鋼板の製造効率が低下するためである。このような問題を解決し、効率よく高強度鋼板を製造するためには、バンド状組織に濃化しているＣ、Ｍｎを分散させておく必要があり、その目安となるのがバンド状組織の平均厚みＴｂと板厚Ｔとの比である。この比が上記式（２）の関係式を満たせば、マルテンサイトを均一に分散させることが可能となり、高強度鋼板の製造が効率よく行える。
【００５２】
実際のバンド状組織の平均厚みＴｂは、次のようにして算出した。すなわち、得られた鋼板の断面が観察面になるように樹脂に埋め込んだ試料を３％のナイタール液中に室温で１５秒間浸漬してエッチングした。その後、観察面を倍率１０００倍程度の画像解析装置で解析し、観察面内のバンド状組織位置から選出した例えば２０箇所で厚みを測定した。そして、これら測定した２０箇所での厚みの平均値をバンド状組織の平均厚みＴｂとして算出した。
【００５３】
（マルテンサイトの平均結晶粒径）
マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍを超えると、穴広げ性や疲労特性が低下することが懸念される。したがって、マルテンサイトの平均結晶粒径は、３μｍ以下とすることが好ましい。また、マルテンサイトの平均結晶粒径が０．２μｍ未満の場合、引張強度ＴＳが低下傾向にある。このため、特に限定する必要はないが、マルテンサイトの平均結晶粒径は０．２μｍ以上であることが好ましい。なお、マルテンサイトの平均結晶粒径は、上記したＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いてマルテンサイトの結晶粒毎に各々の面積を求め、各々の円相当直径を算出し、得られた各値を平均して求めた。
【００５４】
本発明では、上記成分組成の鋼を上記ミクロ組織に制御することで、成形性に優れた高降伏比型高強度鋼板等を得る。次に、このような高降伏比型高強度鋼板等を得るための製造方法について説明する。
【００５５】
先ず、冷延鋼板とする場合は、例えば連続鋳造法により得られた上記成分組成の鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し（鋼スラブの加熱工程）、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域で熱間圧延し（熱間圧延工程）、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取った後（巻取工程）、冷間圧延工程を経て得られた冷延板を７５０℃以上に加熱し（焼鈍工程）、その後５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却する（焼鈍後の冷却工程）。本製造方法によって、成形性に優れた高降伏比型高強度冷延鋼板が得られる。
【００５６】
また、亜鉛めっき鋼板あるいは溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、上記成分組成の鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し（鋼スラブの加熱工程）、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域で熱間圧延し（熱間圧延工程）、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取る（巻取工程）。そして、得られた熱延板または巻き取り後に冷間圧延工程を経て得られた冷延板を７５０℃以上に加熱し（焼鈍工程）、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し（焼鈍後の冷却工程）、その後亜鉛めっきを施して鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を形成する。あるいは、溶融亜鉛めっきを施して鋼板の表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成する。本製造方法によって、成形性に優れた高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、溶融亜鉛めっきを施した後、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施して鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成する（合金化処理工程）。本製造方法によって、成形性に優れた高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００５７】
また、２回の加熱を行って溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、上記成分組成の鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し（鋼スラブの加熱工程）、次いで８５０℃以上９５０℃以下の温度域で熱間圧延し（熱間圧延工程）、４５０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取る（巻取工程）。そして、得られた熱延板または巻き取り後に冷間圧延工程を経て得られた冷延板を一旦７５０℃以上に加熱し（焼鈍工程）、続く冷却および酸洗工程を経て７００℃以上に再加熱し（再加熱工程）、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し（再加熱後の冷却工程）、その後溶融亜鉛めっきを施す。本製造方法によって、成形性に優れた高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。本製造方法によって、成形性に優れた高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００５８】
以下、各工程での温度域等について説明する。
【００５９】
（鋼スラブの加熱工程）
鋳造された鋼スラブを加熱する段階で存在しているＴｉ、Ｎｂ系の析出物は、そのままでは最終的に得られる鋼板内に粗大な析出物として残存することになり、強度に寄与しない。このため、鋼スラブの加熱時には、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させる必要がある。これによる強度への寄与は、１１５０℃以上の加熱で認められている。また、スラブ表層の気泡や偏析等の欠陥をスケールオフし、亀裂や凹凸の少ない平滑な鋼板表面を得るためにも、１１５０℃以上に加熱するのがよい。ただし、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイトの結晶粒の粗大化を引き起こし、結果、最終組織が粗大化して降伏比および延性の低下を招く。したがって、鋼スラブの加熱温度は、１１５０℃以上１３００℃以下の温度域とする。
【００６０】
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程は、粗圧延および仕上げ圧延からなり、加熱後の鋼スラブは、この粗圧延および仕上げ圧延を経て熱延板となる。この熱間圧延の仕上げ温度が９５０℃を超えると、酸化物（熱延スケール）の生成量が急激に増加し、地鉄と酸化物との界面が荒れるため、後段の酸洗工程後や冷間圧延工程後の表面品質を劣化させる。また、続く酸洗の後に熱延スケールの取れ残り等が残存してしまうと、疲労特性やスポット溶接性に悪影響を及ぼす。さらには、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを引き起こす場合がある。一方で、熱間圧延の仕上げ温度が８５０℃未満になると、圧延荷重が増大して圧延負荷が大きくなる他、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が上昇して異常な集合組織が発達し、結果最終製品における面内異方性が顕著となって、材質の均一性が損なわれるだけでなく延性そのものの低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ温度は、８５０℃以上９５０℃以下の温度域とする。
【００６１】
なお、鋼スラブは、通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低くした場合には、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーター等を用いてシートバーを加熱することが好ましい。
【００６２】
（巻取工程）
熱間圧延後の熱延板を巻き取る際の巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延スケール厚が増加する。このため、後段の酸洗工程後や冷間圧延工程後の表面が荒れて表面に凹凸が形成され、あるいはフェライトの結晶粒の粗大化を引き起こし、降伏比、延性、および疲労特性の低下を招く。また、酸洗後に熱延スケールが残存してしまうと、抵抗スポット溶接性に悪影響を及ぼす。一方で、巻き取り温度が４５０℃未満になると、熱延板の強度が上昇するため、後段の冷間圧延工程での冷間圧延時において圧延負荷が増大し、生産性の低下を招く。さらには、最終製品の化成処理性やめっき性を阻害する。したがって、巻き取り温度は、４５０℃以上７５０℃以下の温度域とする。
【００６３】
（冷間圧延工程）
冷間圧延時の圧下率が３０％未満では、引き続く焼鈍時においてオーステナイトへの逆変態の核となる粒界や転位の単位体積あたりの総数が減少するため、上記したような最終のミクロ組織を得難くなる。また、ミクロ組織に不均一が生じ、延性が低下傾向にある。したがって、冷間圧延時の圧下率は３０％以上であることが好ましい。なお、圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については、特に限定することなく本発明の効果が発揮される。
【００６４】
（焼鈍工程）
焼鈍時の焼鈍温度が７５０℃未満になるとオーステナイトの生成が不十分となり、結果後段の焼鈍後の冷却工程で十分な量のマルテンサイトが得られずに所望の強度を確保するのが困難となる。また、未再結晶組織が残存してしまい、延性を低下させる。したがって、焼鈍温度は、７５０℃以上とする。また、焼鈍時の焼鈍温度が９５０℃を超えるとオーステナイトの結晶粒が粗大化し、最終的に得られる鋼板の引張強度ＴＳが低下傾向にある。このため、特に限定する必要はないが、焼鈍温度は、９５０℃以下であることが好ましい。
【００６５】
（焼鈍後の冷却工程）
焼鈍後の冷却時における冷却速度が３℃／ｓ未満になると未変態オーステナイトの分解が抑制され、十分なマルテンサイトの面積率が得られずに所望の強度や成形性を確保するのが困難となる。したがって、焼鈍後の冷却は、５５０℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度３℃／ｓ以上で行う。なお、冷却過程の５５０℃以上７００℃以下の温度域では、冷却速度が遅いと、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイトの面積率を確保できない可能性がある。この点からも、５５０℃以上７００℃以下の温度域までの平均冷却速度は、３℃／ｓ以上とする必要がある。また、５５０℃以上７００℃以下の温度域までの平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性がある。このため、特に限定する必要はないが、５５０℃以上７００℃以下の温度域までの平均冷却速度は、８０℃／ｓ以下であることが好ましい。
【００６６】
（溶融亜鉛めっき工程）
溶融亜鉛めっきを施す場合は、４２０℃以上５５０℃以下の温度域で施すのが好ましく、焼鈍後の冷却工程の中で行うことができる。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌを０．１５質量％〜０．２３質量％含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡでは、Ａｌを０．１２質量％〜０．２０質量％含有する亜鉛浴を使用することが好ましい。また、めっき付着量は、片面あたり２０〜７０ｇ／ｍ2（両面めっき）が好ましく、ＧＡでは、めっき層中のＦｅ濃度を７質量％〜１５質量％とすることが好ましい。
【００６７】
（合金化処理工程）
合金化処理時の合金化処理温度が６００℃を超える場合、フェライトの結晶粒の粗大化を引き起こすとともに、残留する未変態オーステナイトの分解が生じ、所望の降伏比や強度を確保するのが困難となる。一方で、合金化処理温度が４７０℃未満になると、合金化が進行しないという問題が生じる。したがって、合金化処理温度は、４７０℃以上６００℃以下の温度域とする。
【００６８】
（焼鈍工程／再加熱工程／再加熱後の冷却工程）
再加熱工程を実施する製造方法では、連続焼鈍ラインＣＡＬで焼鈍工程を実施して加熱（１回目の加熱）を行い、その後溶融亜鉛めっきラインＣＧＬで再加熱工程を実施して再加熱（２回目の加熱）を行う。このように、２回の加熱を行う場合には、再加熱後の冷却工程での冷却の過程で、溶融亜鉛めっきを施す。また、その後、適宜合金化処理を施す。
【００６９】
本製造方法において、連続焼鈍ラインＣＡＬでの１回目の加熱で一旦７５０℃以上の温度域に加熱することによれば、その後の冷却時にバンド状組織中に濃化しているＭｎを分散させることができる。したがって、フェライト素地中でマルテンサイトを均一に分散させることができ、結果、延性や穴広げ性の向上が図れる。より詳細には、上記したように、本発明の成分組成は、Ｍｎ量が多いために、熱延板中にバンド状組織が厚く形成され易い。これは、オーステナイト中のＭｎ等の濃度を低下させ、マルテンサイトの均一な分散に不利である。前述のように、連続焼鈍ラインＣＡＬでの１回目の加熱でバンド状組織を薄くし、細かく分散させておけば、溶融亜鉛めっきラインＣＧＬで施す溶融亜鉛めっきの過程、あるいはその後の合金化処理の過程等で５００℃近傍に保持されたときにオーステナイト中のＭｎ等の濃化量が増し、フェライト素地中にマルテンサイトを均一に分散させることが可能になるのである。
【００７０】
なお、この２回の加熱を行う場合の１回目の加熱温度は、７５０℃以上とする。また、９００℃を超えるとオーステナイトの結晶粒が粗大化し、溶融亜鉛めっきラインＣＧＬを通板後に得られる鋼板の引張強度ＴＳが低下する傾向にあるため、９００℃以下の温度域とするのが好ましい。なお、１回目の焼鈍における加熱後の平均冷却速度に関し、５５０℃以上７００℃以下の温度域では、平均冷却速度が遅いと、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、２回目の焼鈍（再加熱）前の出発組織がフェライトとパーライトを主体とする組織になり易い。そして、これによって、最終的に得られる鋼板の組織が不均一な（マルテンサイトが不均一に分散した）組織になる可能性がある。このため、特に限定する必要はないが、５５０℃以上７００℃以下の温度域までの平均冷却速度は、３℃／ｓ以上であることが好ましい。
【００７１】
また、２回目の加熱（再加熱）の温度は、７００℃以上とする。この２回目の加熱は、上記したように溶融亜鉛めっきラインＣＧＬで行うが、この２回目の加熱温度が７００℃未満になると、溶融亜鉛めっきラインＣＧＬにおいて鋼板表面が還元されず、めっき不良を生じ易くなるとともに、良好な延性の確保が困難となるからである。また、２回目の加熱（再加熱）の温度が９００℃を超えるとオーステナイトの結晶粒が粗大化し、溶融亜鉛めっきラインＣＧＬを通板後に得られる鋼板の引張強度ＴＳが低下する傾向にある。このため、特に限定する必要はないが、２回目の加熱温度は、９００℃以下であることが好ましい。より好ましくは、２回目の加熱温度は、７５０℃以上８００℃以下の温度域とするのがよい。
【００７２】
また、再加熱後の冷却工程については、焼鈍を１回行う場合の焼鈍後の冷却工程と同様の条件にて冷却を行えばよく、また、溶融亜鉛めっき処理は、この冷却工程の中で上記した溶融亜鉛めっき工程と同様の条件で行うことができる。
【００７３】
なお、以上のようにして２回の加熱を行う場合には、酸洗後に２回目の加熱を実施する。これによれば、１回目の加熱で生成したＭｎ等の表面濃化層を２回目の加熱の前に除去することができ、めっき性を高めることができる。
【００７４】
以上説明したようにして上記成分組成の鋼を上記ミクロ組織に制御することで高降伏比型高強度鋼板等を得ることにより、以下の２つの効果が相乗的に発揮され、その結果、Ｓｉを多量に添加することなく、かつ強化元素としてＣｒ、Ｍｏを添加せずとも、フェライトの結晶粒やオーステナイトの結晶粒を微細にすることができる。そして、これによって、オーステナイトへのＣ、Ｍｎの濃化を促進し、オーステナイトを有効にマルテンサイト化することができる。
【００７５】
すなわち、１つ目の効果として、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの中から選ばれる１種または２種以上を添加することで生成するＴｉＣ、ＮｂＣ、ＶＣ等の炭化物による結晶粒界の移動のピン止め効果によって、フェライトの平均結晶粒径を１８μｍ以下に微細化できる。結果、フェライトとオーステナイトの２相域中で生成し成長するオーステナイトの結晶粒、あるいはオーステナイト単相域でのオーステナイトの結晶粒の粗大化を抑制することができる。また、２つ目の効果として、焼鈍時の加熱により、Ｃ、Ｍｎを多量に含有した熱延板中のバンド状組織の厚みが上記式（２）の関係式を満たすように分散させることができる。そして、この２つの効果の相乗効果によって、化成処理性やめっき性を阻害するＣｒを添加する必要がなくなり、極めて良好な化成処理性やめっき性を有し、かつ成形性に優れた高降伏比型高強度鋼板等が実現できる。
【００７６】
また、Ｍｏを添加しないため、熱延板中のバンド状組織の厚みを比較的薄くできる。したがって、化成処理性やめっき性の観点から不利なＣＡＬ通板（１回法）やＣＧＬ通板（１回法）を実施する場合であっても、さほどの高温加熱を施さなくても成形性に優れた高降伏比型高強度冷延鋼板、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。
【００７７】
また、ＣＡＬ通板後にＣＧＬ通板を実施する２回法では、めっき性が良好で成形性に優れた高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板あるいは高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。これらの良好な特性は、高温での熱延板の巻き取りや２回の加熱の実施によって鋼板直下に内部酸化層を生成し、めっき性を害するＭｎの鋼板表面への濃化を抑制すること、１回目の加熱で高温加熱した際に生成しためっき性を害するＭｎの表面濃化層が２回目加熱の前に酸洗で除去されること、および、溶融亜鉛めっき前の２回目の加熱での高温加熱がＣ、Ｍｎ濃度の高いバンド状組織を溶解・分散し、マルテンサイト等の第２相の生成に有利に作用することで実現されると考えられる。
【００７８】
したがって、本発明によれば、化成処理性やめっき性に何ら問題がなく、高強度かつ高降伏比を有し、成形性に優れた高降伏比型高強度鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して提供することが可能になる。
【００７９】
特に、本発明は、自動車車体の内板や外板等に用いる自動車用鋼板としての使途に好適であり、自動車用鋼板に適用することによれば、自動車構造部材の軽量化および高強度化が図れ、燃費改善による地球環境保全や乗員の安全確保に貢献できる。
【００８０】
〔実施例〕
表１に、本実施例において供試材とする本発明鋼および比較鋼の鋼種Ａ〜Ｚの化学成分組成（質量％）を示し、表２に、本発明鋼および比較鋼の鋼種ａ〜ｓの化学成分組成（質量％）を示す。
【表１】
2013237877.tif 000002
【表２】
2013237877.tif 000003
【００８１】
また、表３および表４に本発明鋼および比較鋼の鋼板の製造条件を示す。なお、表３、表４中「品種」の項目において、「ＣＲ」は冷延鋼板（めっき無し）、「ＧＩ」は溶融亜鉛めっき鋼板、「ＧＡ」は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を表す。
【表３】
2013237877.tif 000004
【表４】
2013237877.tif 000005
【００８２】
本実施例では、表１、表２に示す化学成分組成を有する厚さ３００ｍｍの連続鋳造スラブに対し、表３、表４に示す製造条件で熱間圧延を施し、厚さ２.８ｍｍの熱延板として巻き取った。そして、続く酸洗の後、得られた熱延板、または酸洗後の熱延板を板厚１．２ｍｍに冷間圧延して得られた冷延板について、（１）連続焼鈍ラインＣＡＬで加熱した（ＣＲ）。また、得られた熱延板または冷延板について、（２）連続焼鈍ラインＣＡＬで加熱（１回目の加熱）した後、酸洗工程を経て溶融亜鉛めっきラインＣＧＬで加熱（２回目の加熱）し、溶融亜鉛めっきを施し、その後適宜合金化処理を施した（ＧＩ／ＧＡ）。また、得られた熱延板または冷延板について、（３）溶融亜鉛めっきラインＣＧＬで加熱した後、溶融亜鉛めっきを施し、その後適宜合金化処理を施した（ＧＩ／ＧＡ）。なお、めっき条件としては、めっき浴（浴組成：０．１５％Ａｌ−Ｚｎ、浴温：４７０℃）に浸漬（浸漬時間：１秒間）した後、ガスワイピングにより片面あたり６０ｇ／ｍ2（両面めっき）の目付量に調整した。
【００８３】
以上のようにして得られた各鋼板を供試材として、機械的特性、化成処理性、めっき性、合金化処理性、スポット溶接性、疲労特性を評価した。その結果を表５、表６に示す。なお、表５、表６中「残部組織」の項目において、「Ｆ’」は未再結晶フェライト、「Ｐ」はパーライト、「ＲＡ」は残留オーステナイト、「θ」はセメンタイト等の炭化物を表す。
【表５】
2013237877.tif 000006
【表６】
2013237877.tif 000007
【００８４】
（機械的特性）
機械的特性は、引張試験および穴広げ試験により評価した。
【００８５】
（ｉ）引張試験
引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直交する方向となるように採取したＪＩＳＺ２２０４に規定のＪＩＳ５号試験片を用いてＪＩＳＺ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、降伏強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬを測定し、降伏比ＹＲ（＝１００×ＹＰ／ＴＳ）、ＴＳ×ＥＬの値（ＴＳ×ＥＬバランス）を算出した。
【００８６】
（ｉｉ）穴広げ試験
穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１（１９９６年）に準拠して行った。具体的には、先ず、得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断する。続いて、板厚が２．０ｍｍ以上の場合はクリアランスを１２％±１％とし、板厚が２．０ｍｍ未満の場合はクリアランスを１２％±２％として、切断後の鋼板に直径１０ｍｍの穴を打ち抜く。その後、内径７５ｍｍのダイスを用い、しわ押さえ力９ｔｏｎで抑えた状態で、打ち抜いた穴に６０°円錐のポンチを押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、次式（３）に従って限界穴広げ率λ［％］を算出した。次式（３）において、Ｄfは亀裂発生時の穴径［ｍｍ］、Ｄ0は初期穴径［ｍｍ］である。
限界穴広げ率λ＝｛（Ｄf−Ｄ0）／Ｄ0｝×１００      ・・・（３）
【００８７】
そして、この穴広げ試験の結果をもとに、上記式（３）で算出した限界穴広げ率λの値から伸びフランジ性の良否を評価した。具体的には、ここでは、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ級の場合はλが６０％以上のものを「良好」とし、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ級および９８０ＭＰａ級の場合はλが３０％以上のものを「良好」として評価した。
【００８８】
（化成処理性）
化成処理性は、鋼板を脱脂、水洗した後、リン酸塩処理を施し、ピンホールテストとして鉄イオンと反応して発色する試薬（フェロオキシル溶液）を浸したろ紙を試験面に密着させることで鋼板表面に残留するリン酸結晶未付着部分（ピンホール）を検知し、上記したＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて画像解析し、ピンホール面積率を調べることで評価した。ここでは、ピンホール面積率が７％以下のものを「良好」、７％を超えるものについては「不良」として評価した。
【００８９】
（めっき性）
めっき性は、目視等により、不めっき欠陥なしのものを「良好」とし、不めっき欠陥が一部に発生しているものを「やや良好」とし、不めっき欠陥が多数発生しているものを「不良」として評価した。
【００９０】
（合金化処理性）
合金化処理性は、目視等により、合金化ムラの全くないものを「良好」とし、わずかに合金化ムラのあるものを「やや良好」とし、合金化ムラの著しいものを「不良」として評価した。
【００９１】
（スポット溶接性）
スポット溶接は、その溶接条件を、溶接電極：ドーム型先端直径６ｍｍφ、電極加圧力：３．１０ｋＮ、溶接電流：７ｋＡ、加圧時間：２５ｃｙｃ、セットアップ時間：３ｃｙｃ、溶接時間：１３ｃｙｃ、保持時間：２５ｃｙｃとして行った。溶接後、ＪＩＳＺ３１３６（１９９９年）の引張剪断試験による引張荷重ＴＳＳと、ＪＩＳＺ３１３７（１９９９年）の十字型引張試験による引張荷重ＣＴＳとを測定し、引張荷重ＴＳＳが板厚１．２ｍｍの場合の基準引張剪断荷重である８７８７Ｎ以上であり、かつ延性比ＣＴＳ／ＴＳＳが０．２５以上を満たすものを「優」とし、満たさないものを「劣」として評価した。
【００９２】
（疲労特性）
疲労特性は、疲労試験により評価した。疲労試験は、両振り平面曲げ疲労試験において１０7サイクルまで破断が認められなかった応力を測定した。そして、この疲労試験の結果をもとに、測定した応力の値（疲労強度）と、疲労強度を引張強度ＴＳで除した値（耐久比）の２つについてその良否を評価した。具体的には、ここでは、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ級の場合は、疲労強度が２４０ＭＰａ以上のものを「良好」とし、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ級の場合は、疲労強度が３２０ＭＰａ以上のものを「良好」とし、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ級の場合は、疲労強度が４００ＭＰａ以上のものを「良好」として評価した。また、いずれの引張強度ＴＳにおいても、耐久比が０．４０以上のものを「良好」として評価した。
【００９３】
表５、表６に示すように、本発明鋼では、降伏比ＹＲが６０％以上でかつ引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上であり、ＴＳ×ＥＬの値が１５０００ＭＰａ・％以上とＴＳ×ＥＬバランスも良好であった。また、穴広げ性も良好であり、所望の機械的特性が得られた。そして、化成処理性、めっき性、合金化処理性、スポット溶接性、疲労特性についても、良好な評価が得られた。
【００９４】
以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施す場合において、合金化処理後に形状矯正のため本発明の高降伏比型高強度鋼板等に調質圧延をすることも本発明の範囲に含まれる。
【００９５】
また、本発明は、めっきなしの熱延鋼板や冷延鋼板、あるいは電気亜鉛めっき鋼板にも適用することができ、同様な効果が期待できる。