JP4964494B2

JP4964494B2 - 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP4964494B2
Application number: JP2006130017A
Authority: JP
Inventors: 昌史東; 直樹吉永; 映信村里
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-05-09
Filing date: 2006-05-09
Publication date: 2012-06-27
Anticipated expiration: 2026-05-09
Also published as: JP2007302918A

Description

本発明は、最大引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上で、穴拡げ性に優れた自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材などに特に適した高張力冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板などの高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。
なお、本発明における高強度鋼板とは、通常の冷延鋼板のほか、亜鉛めっき鋼板やＡｌめっき鋼板、電気めっき鋼板に代表される各種めっき鋼板を含む。また、めっき層中には、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。

自動車のクロスメンバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費軽量化の動向に対応すべく軽量化が検討されており、材料面では、薄肉化しても強度及び衝突安全性が確保されるという観点から鋼板の高強度化が進められている。しかしながら、材料の成形性は強度が上昇するのに伴って劣化するので、上記部材の軽量化を実現するには、プレス成形性と高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。主に自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は、曲げ性、穴拡げ性、延性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸びや穴拡げといった個別の特性が優れているだけでなく、その両方が優れていることが求められる。

一般的に、少ない合金含有量で鋼板強度を効率的に向上させる手法としては、延性に富んだ軟質なフェライト組織中に、硬質なマルテンサイトや残留オーステナイトを分散させ、強化させたＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼がある。しかしながら、第２相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合、穴拡げ性が著しく低下してしまうという問題がある（例えば、非特許文献１を参照）。このように強度と穴拡げ性の両立は難しい。

このような課題に対し、強度と穴拡げ性を両立させる手法としては、主相をベイナイト組織とすることで、優れた穴拡げ性及び強度を具備する手法が、下記特許文献１に開示されている。しかしながら、この方法では主相がベイナイト組織であるために、伸びも低いことから成形性に劣るという問題を有していた。加えて、７８０ＭＰａ級の強度確保を考えた場合、ＣやＭｎの添加量を抑える必要があることから、焼入れ性が劣化し、主相をベイナイト組織とすることが難しいという問題を有している。

これに対し、主相であるフェライトと硬質組織であるマルテンサイトの硬度差を低減させる手法が、下記非特許文献１に開示されている。マルテンサイトとフェライトの硬度差低減には、マルテンサイトを形成させるための焼き入れと、焼き戻しが必要であることから、低温への急冷と再加熱が必須である。しかしながら、高温からの焼入れを行うと、フェライト中には多量の固溶Ｃを含むことになり、フェライトを強化し、フェライトの特徴である優れた延性を損なうことになり、穴拡げ性には優れるもののその特徴である優れた成形性を減じてしまうという課題を有している。

あるいは、水焼入れを行わずに、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）以下へと冷却した後、２００〜４００℃に再加熱する手法が下記特許文献２示されている。しかしながら、Ｍｓ以下に焼き入れたとしても、マルテンサイト変態は完了していないことから、残ったオーステナイトは、その後の熱処理にても焼き戻されずに、熱処理後再度室温まで冷却される過程で初めてマルテンサイトへと変態する。これら焼き戻し後に形成したマルテンサイトは硬く、穴拡げ性に悪影響を及ぼすことから、穴拡げ性の更なる向上には課題があった。また、フェライト中に固溶Ｃの増大に伴う延性劣化の問題を回避できない。加えて、組織をフェライト及びマルテンサイトよりなる組織とするため、高温からの急冷が必須であり、大幅な設備投資が必要であるという問題を有していた。その結果、めっき鋼板への適用は限られていた。

これに対し、硬質組織の硬度を低減させるのではなく、Ｓｉの固溶強化を用いて、軟質組織の硬度を増加させることで穴拡げ性を向上させる手法（例えば、非特許文献１を参照）、あるいは、ＴｉやＮｂを単独又は複合添加することで、フェライト組織を析出強化し穴拡げ性を向上させる手法（例えば、非特許文献２を参照）がある。しかしながら、Ｓｉの固溶強化能は限られていることから、Ｓｉの固溶強化のみで強度確保を行う場合、５９０ＭＰａ以上の強度確保のためには、多量のＳｉ添加が必要であり、化成性、めっき性及び溶接性を低下させるという問題を有している。

一方、ＴｉやＮｂ添加による穴拡げ性の向上は、ＴｉやＮｂの炭窒化物の析出が熱延時に起こることから、熱延鋼板にての活用は可能なものの、その後、冷延−熱処理を行う冷延鋼板やめっき鋼板では、その析出強化能が低下することから多量のＴｉやＮｂ添加が必要であり、経済性に劣る。あるいは、析出強化は、軟質なフェライトを硬化させることから、延性の劣化が大きいという問題を有していた。
中村展行、占部俊明、細谷佳弘、海津亨、超高強度冷延鋼板の伸びフランジ成形性に及ぼす組織の影響（CAMP-ISIJ）、日本鉄鋼協会、２０００年３月発行、第１３巻、第３号、３９１頁清水哲雄、安原英子、古君修、森田正彦、伸びフランジ性に優れた自動車ホイール用高強度熱延鋼板（CAMP-ISIJ）、日本鉄鋼協会、２０００年３月発行、第１３巻、第３号、４１１頁特開平１１−２７９６９１号公報特開平１０−２３７５４７号公報

そこで、本発明は、このような従来の事情に鑑みて提案されたものであり、最大引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上で、穴拡げ性に優れた高張力冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板などの高強度鋼板高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、穴拡げ性と成形性を具備するためには、焼入れと焼入れ後のマルテンサイトの焼き戻しに加え、焼き入れ前でのフェライト中の固溶Ｃ量の制御が重要であることを見出した。従来は、より高温から急冷を行うことで組織制御を行ってきたが、従来とは逆に、７５０〜６２０℃間をゆっくりと冷却することで、フェライト中にＣを濃化させ、焼き戻し時にこのＣを炭化物として析出させることで、延性を向上させることができることを見出した。同時に、鋼板成分を制御することで、低冷速でもフェライト及びマルテンサイトよりなる組織にできる。この結果、フェライトの優れた延性と、焼き戻しマルテンサイトを用いた強度と穴拡げ性の両立が容易に達成可能となった。

すなわち、本発明は穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法であって、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％未満、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：１．１〜３．０％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、鋼板のミクロ組織が体積分率で、４０％以上のフェライトと、５％以上の焼き戻しマルテンサイトとを含有し、ダイナミック硬度計を用いて測定したフェライトの硬度（ＤＨＴＦ）とダイナミック硬度計を用いて測定した焼き戻しマルテンサイトの硬度（ＤＨＴＭ）の比（ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ）が１．５〜３．０であり、残部組織がベイナイト組織よりなることを特徴とする引張最大強度が５９０ＭＰａ以上の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
（２）前記フェライト組織中に含まれるＣ量が０．００４％以上であることを特徴とする（１）に記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
（３）さらに、鋼中に質量％で、
Ｍｏ：０．０５〜３％、
Ｃｒ：０．０５〜３％、
Ｎｉ：０．０５〜３％、
Ｃｕ：０．０５〜３％、
Ｗ：０．０５〜３％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
（４）さらに、鋼中に質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｖ：０．００５〜０．３％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）乃至（３）の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
（５）さらに、鋼中に質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．１％
を含有することを特徴とする（１）乃至（４）の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
（６）さらに、鋼中に質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｙ：０．０００５〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）乃至（５）の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
（７）（１）乃至（６）の何れかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、６３０℃以下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するに際して、７５０〜９００℃で焼鈍した後、平均冷却速度を１２℃／秒以下で焼鈍温度〜６２０℃間を冷却し、６２０℃〜５００℃間を平均冷却速度４〜５０℃／秒で（Ｍｓ−５０）℃以下まで冷却し、その後、２００〜６００℃で１０秒以上焼鈍することを特徴とする（１）乃至（６）の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（８）（１）乃至（６）の何れかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、６３０℃以下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するに際して、７５０〜９００℃で焼鈍し、平均冷却速度を１２℃／秒以下で焼鈍温度〜６２０℃間を冷却し、６２０℃〜５００℃間を平均冷却速度４〜５０℃／秒で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却後、亜鉛めっき浴に浸漬し、（Ｍｓ−５０）℃以下まで冷却し、その後、２００〜６００℃で１０秒以上焼鈍することを（１）乃至（６）の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（９）（１）乃至（６）の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施した高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、（１）乃至（６）の何れかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、６３０℃以下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するに際して、７５０〜９００℃で焼鈍し、平均冷却速度を１２℃／秒以下で焼鈍温度〜６２０℃間を冷却し、６２０℃〜５００℃間を平均冷却速度４〜５０℃／秒で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却後、亜鉛めっき浴に浸漬し、必要に応じて４６０℃以上の温度で合金化処理を施し、（Ｍｓ−５０）℃以下まで冷却し、その後、２００〜６００℃で１０秒以上焼鈍することを特徴とする（１）乃至（６）の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。

以上のように、本発明によれば、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材などに好適な最大引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の高強度と、穴拡げ性と成形性に優れた成形加工性及び溶接性を兼備する高張力冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板などの高強度鋼板及びその製造方法を安価に提供することができる。

以下、本発明を適用した穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法について詳細に説明する。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。まず、５９０ＭＰａ以上の強度と優れた穴拡げ性及び延性を両立させるには、ミクロ組織にて、フェライトを４０％以上、焼き戻しマルテンサイトを５％以上含有する必要がある。特に、フェライトの優れた延性を確保するためには、フェライト中に含まれるＣ量を０．００４％以上とすることが重要である。また、マルテンサイトの焼き戻しを行うにあたっては、一旦、鋼板組織をフェライトとマルテンサイトよりなる組織とした後、２００〜６００℃の温度域で焼き戻しを行い、フェライトの硬度（ＤＨＴＦ）とマルテンサイト硬度（ＤＨＴＭ）の硬度比（ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ）を１．５〜３．０の範囲に制御することで行われる。ここで、ＤＨＴＦ及びＤＨＴＭは、ダイナミック硬度計を用いて測定される値であり、硬度測定時の圧子の押し込み深さより求められる値である。

次に、引張最大強度の限定理由について説明する。
引張最大強度を５９０ＭＰａ以上としたのは、５９０ＭＰａ以上のハイテンにて、穴拡げ性や成形性（伸びと穴拡げ性バランス）の劣化が顕著となるためである。特に、５９０ＭＰａ以上のハイテンにおいては、マルテンサイトや残留オーステナイトを用いた組織強化が行われる場合が多く、特に、穴拡げ性の劣化が顕著である。そこで、引張最大強度の限定理由を５９０ＭＰａ以上とした。

次に、ミクロ組織の限定理由について述べる。
フェライトの体積分率を４０％以上としたのは、軟質なフェライトを用いて伸びを確保するためである。体積分率が４０％未満では、優れた延性の確保が行えないことから、その下限を４０％とした。一方で、体積分率が９５％超となると、強度確保に活用している焼き戻しマルテンサイトの体積分率を５％以上とすることができないことからその上限は９５％である。

焼き戻しマルテンサイトの体積分率を５％以上としたのは、焼き戻しマルテンサイトの体積率が５％未満であると、５９０ＭＰａ以上の強度確保が難しいためである。一方では、マルテンサイトは焼き戻しを行ったとしても、転位を多く含むことから延性に乏しく、過剰な体積率の増加は、延性の低下をもたらすことから好ましくない。

鋼板中に含まれる主相であるフェライトと焼き戻しマルテンサイト以外の各組織の分率は特に定めることなく、本発明の効果は発揮される。なお、フェライト相の形態としてはポリゴナルフェライトの他に、アシキラーフェライト、回復した未再結晶フェライトを含むものとする。鋼板の高強度化を目的に、ベイナイト組織を含有してもよい。一方で、鋼板中にオーステナイトが残留すると、切断あるいは打抜き加工等の強加工を受けた場合、硬質なマルテンサイトへと変態し、穴拡げ性を劣化させる原因となることから、体積分率を３％未満とすることが望ましい。

なお、上記ミクロ組織、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト及び残部組織の同定、存在位置の観察及び面積率の測定は、ナイタール試薬及び特開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倍の走査型及び透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。加えて、焼き戻しマルテンサイトの同定に関しては、走査型及び透過型電子顕微鏡により観察を行い内部にＦｅを多く含有する炭化物を含むものを焼き戻しマルテンサイト、炭化物をほとんど含まないものをマルテンサイトとした。Ｆｅを多く含む炭化物としては、様々な結晶構造を有するものが報告されているが、本焼き戻しの目的がマルテンサイトの軟化にあることから、何れのＦｅ系炭化物を含有しても構わない。また、焼き戻し条件によっては、複数種のＦｅ系炭化物が存在する場合があった。

フェライト中のＣ含有率を０．００４％以上としたのは、Ｃの固溶強化やＦｅ系の炭化物析出によるフェライトの延性の劣化を抑制するためである。フェライト中のＣ含有量とは、一つのフェライト粒内に含まれる固溶ＣとセメンタイトをはじめとするＦｅ系炭化物中に含まれるＣの合計質量％を意味する。固溶Ｃの増加はフェライトの延性を低下させることから、フェライト中の固溶Ｃ量を低下させることで、延性を確保することが必要である。本鋼は、焼鈍後の冷却条件を制御することで、焼き入れ前のフェライト中のＣ量を増加させ、引き続いて行われる焼き戻し処理時に炭化物として析出させることで、固溶Ｃを減少させている。フェライト中のＣ量が少ないと、炭化物析出に長時間を要することから好ましくない。そこで、下限値を０．００４％以上とした。また、フェライト中に含まれる固溶Ｃは時効劣化を通じて延性を劣化させることからも望ましくない。ただし、これら炭化物の一部は、フェライトとマルテンサイトの界面に存在する場合があるが、これらはマルテンサイト側に析出しているものとみなした。

なお、上記フェライト粒内に含まれるＣ含有量は、３次元アトムプローブによる測定や、透過型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）を行うことで、フェライト粒内のＣ量の分析はできる。特に、３次元アトムプローブを用いた測定は、原子の存在位置の同定も可能であることから、炭化物として存在しているか、あるいは、固溶しているかの判別も可能である。

マルテンサイトの硬度（ＤＨＴＭ）とフェライトの硬度（ＤＨＴＦ）の比である（ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ）の上限を３．０としたのは、両組織の間の硬度差が大きいと界面に変形が集中し、マイクロボイド形成の起点となり、穴拡げ性を大幅に劣化させてしまう。一方では、硬度差の比が１．５を下回ると、５９０ＭＰａ以上の強度確保が難しい。このことかららその下限を１．５と定めた。

フェライトの結晶粒径については特に限定しないが、強度と伸びのバランスの観点から公称粒径で７μｍ以下であることが望ましい。

次に、成分の限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。
（Ｃ：０．０５〜０．２５％未満）
Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。しかし、０．０５％未満であると体積率５％以上の焼き戻しマルテンサイト体積率を確保することができず、５９０ＭＰａ以上の引張強度の確保が難しくなる。一方、０．２５％以上となるとスポット溶接性の確保が困難となる。このため、その範囲を０．０５〜０．２５％未満に限定した。しかしながら、部材の接合を、ボルト等を用いた機械的な接合を行うのであれば、０．２５％以上含有したとしても問題はない。

（Ｓｉ：２．０％以下）
Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることから添加してもよい。しかしながら、２．０％超の添加は、成形性が低下することからその上限を２．０％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。

（Ｍｎ：１．１〜３．０％）
Ｍｎは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら、３．０％超となると鋼板の成形性が低下することからその上限を３．０％とした。１．１％未満では、冷却時にパーライト組織や炭化物が出てしまい焼き戻しマルテンサイトの体積率を５％以上とすることができない。このことから、下限を５％とした。特に、本鋼は、フェライト中に含まれるＣを低減させるため、７５０〜６２０℃間を比較的低い冷却速度にて冷却を行うことから、高温域から急冷を行う鋼に比較して、かなりパーライト変態や炭化物の析出が起こりやすい。このことから、Ｍｎの添加は特に重要である。

（Ａｌ：２．０％以下）
Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加してもよい。しかしながら、過剰な添加は成形性を劣化させることから、その上限を２．０％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。また、脱酸材としても活用可能である。

（Ｐ：０．０４％以下）
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。０．０４％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０．０４％以下に限定した。Ｐ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ことが好ましい。

（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、溶接性並びに鋳造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓ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ことが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、できるだけ少なくする必要がある。

（Ｎ：０．０１％以下）
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、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％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０．０１％以下とした。加えて、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よい。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。

（Ｏ：０．０１％以下）
Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１％以下とした。０．００１％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。

（Ｃｒ：０．０５〜３％）
Ｃｒは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とした。逆に、３％超含有すると製造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を３％とした。

（Ｎｉ：０．０５〜３％）
Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とした。逆に、３％超含有すると製造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を３％とした。

（Ｃｕ：：０．０５〜３％）
Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とした。逆に、３％超含有すると製造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。

（Ｍｏ：０．０５〜３％）
Ｍｏは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とした。逆に、３％超含有すると製造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を３％とした。

（Ｗ：０．０５〜３％）
Ｗは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とした。逆に、３％超含有すると製造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を３％とした。

（Ｂ：０．０００１〜０．１％）
Ｂもまた必要に応じて添加できる。Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化をもたらすことから有効であるが、その添加量が０．１質量％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を０．１質量％とした。

（Ｎｂ：０．００５〜０．３％）
Ｎｂは、強化元素である。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及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ことから、添加してもよい。これらの効果は、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。また、析出強化は、フェライト、もしくは、フェライト及びマルテンサイトの両方を強化する必要があることから、熱延段階での析出、あるいは、焼鈍時であれば、加熱中あるいは焼鈍中に析出させることが望ましい。

（Ｔｉ：０．００５〜０．３％）
Ｔｉは、強化元素である。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及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ことから、添加してもよい。これらの効果は、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。また、析出強化は、フェライト、もしくは、フェライト及びマルテンサイトの両方を強化する必要があることから、熱延段階での析出、あるいは、焼鈍時であれば、加熱中あるいは焼鈍中に析出させることが望ましい。加えて、Ｔｉは強力な窒化物形成元素であることから、Ａｌに比較して、Ｎと優先的に結び付くことで、微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌＮの形成を抑制し、曲げ性の劣化を抑制することから、添加してもよい。

（Ｖ：０．００５〜０．３％）
Ｖは、強化元素である。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及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ことから、添加してもよい。これらの効果は、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。また、析出強化は、フェライト、もしくは、フェライト及びマルテンサイトの両方を強化する必要があることから、熱延段階での析出、あるいは、焼鈍時であれば、加熱中あるいは焼鈍中に析出させることが望ましい。また、Ｖの炭化物は、水素脆性の抑制をもたらすことから、９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造にあたっては、Ｖを添加してもよい。

（Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｙ：０．０００５〜０．０１％）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｙ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を合計で０．０００５〜０．０１％添加できる。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｙ及びＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、１種または２種を合計で０．０００５％以上含有することが好ましい。しかしながら、合計の含有量が０．０１％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、合計量の範囲を０．０００５〜０．０１％とした。
なお、本発明において、ＲＥＭとは、Ｌａ及びランタノイド系列の元素を指すものであり、ミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅ等の系列の元素を複合で含有する。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。

本発明では、優れた穴拡げ性を有する引張最大強度５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供する。具体的には引張最大強度ＴＳ（ＭＰａ）×穴拡げ試験による穴拡げ値λ（％）で４００００（ＭＰａ×％）以上を有するものを優れた穴拡げ性を有するものと定義する。成形性に関しては、引張試験における破断伸びＥｌ（％）が１５０００（ＭＰａ×％）以上を有するものを穴拡げ性と伸びに優れた高強度鋼板と定義する。

熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。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であればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。

熱延スラブ加熱温度は、鋳造中時に析出した炭窒化物を再溶解させる必要があるので、１１００℃以上にする必要がある。上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、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とから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。

仕上げ圧延温度はオーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性及び材質の異方性が大きくなり、焼鈍後の成形加工性が劣化するので、Ａｒ３変態点以上の温度が望ましい。

なお、Ａｒ３変態点は次の式により計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）

巻き取り温度は６３０℃以下にする必要がある。６３０℃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ため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の曲げ性や穴拡げ性が劣化する。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観点からは６００℃以下で巻き取ることがより好ましい。下限については特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質の下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。

このようにして製造した熱延鋼板に、必要に応じて酸洗を行ってもよい。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、化成処理性及びめっき性向上のためには重要である。酸洗は、インラインで行ってもよく、オフラインで行ってもよい。また、一回の酸洗を行ってもよく、複数回に分けて酸洗を行ってもよい。

酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜７０％で冷間圧延して、連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインに通板する。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。一方、７０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。より好ましい範囲は４５〜６５％である。圧延パスの回数、各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は発揮される。

連続焼鈍ラインを通板する場合の焼鈍温度は特に定めることなく本発明の効果は発揮される。しかしながら、加熱速度が０．４℃／秒未満では、加熱時間が長くなりすぎてしまい、経済性に劣ることから望ましくない。一方、加熱速度を１００℃／秒超とすることは、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくないことから、これが実質的な上限である。

最高加熱温度は、７５０〜９００℃の範囲である。最高加熱温度が７５０℃未満になると、熱延時に形成した炭化物が再固溶するのに時間がかかりすぎてしまい体積率で５％以上の焼き戻しマルテンサイトを確保できないことから、５９０ＭＰａ以上の強度が確保できない。さらには、鋼板中に残存する粗大な炭化物は、穴拡げ性の劣化をもたらす。このことから、７５０℃が最高加熱温度の下限である。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたりとトラブルを誘発することから、最高加熱温度の上限を９００℃とする。この温度域での熱処理時間は特に限定しないが、炭化物の溶解のために、１０秒以上の熱処理が望ましい。一方、熱処理時間が６００秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行ってもよく、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果は発揮される。

焼鈍温度から６２０℃までの温度範囲を平均冷却速度１２℃／秒以下にて冷却する。冷却速度の上限を１２℃／秒としたのは、焼き入れ前のフェライト中のＣ含有量を増加させ、引き続いて行われる焼き戻し工程で、炭化物として析出させることで、製品中のフェライトに含まれる固溶Ｃを減少させるためである。平均冷却速度が、１２℃／秒を上回ると、Ｃが十分に濃化しないことから、フェライト中での炭化物析出が起こり難く、延性が劣化することから好ましくない。一方で、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、０．１℃／秒を下回る過度の緩冷却は生産性に劣ることから好ましくない。
平均加熱速度とは、焼鈍温度から６２０℃での平均の冷却速度を意味し、ガス、ミスト、ロール冷却いずれの方法を用いてもよい。特に、フェライトの平衡のC固溶限は低温側で低くなることから、７５０℃未満での滞留時間を長くすることが成形性を向上させる上で特に重要である。

上記焼鈍終了後、引き続き６２０℃〜５００℃間を、４〜２００℃／秒にて冷却し、硬質相を形成させる処理を施す。６２０〜５００℃の温度域にてオーステナイトがパーライトへと変態することから、その抑制が必要である。この間の平均冷却速度が４℃／秒未満では、オーステナイトがパーライトへと変態してしまい、十分な量のマルテンサイトやベイナイト組織が得られず、５９０ＭＰａ以上の強度確保が困難になることから、下限値を４℃／秒以上とした。また、２００℃／秒を超えて、冷却したとしても、材質上はなんら問題を生じないが、過度に冷却速度を上げることは、製造コスト高を招くことになるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。６２０℃と５００℃間の冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷及びこれらを併用したいずれの方法でも構わない。冷却速度を限定する温度範囲を５００〜６２０℃としたのは、この温度域にてパーライト変態が起こるからである。６２０℃を超える温度からの急冷は、フェライト中に過飽和に含まれるＣ量を増加させることになるので好ましくない。

その後、（Ｍｓ−５０）℃以下の温度まで冷却を行う。冷却停止温度を（Ｍｓ−５０）℃としたのは、冷却停止温度が高いと鋼板中に存在しているオーステナイトをマルテンサイトに変態させることができず、引き続いて行われる焼き戻し処理後の冷却過程にて、マルテンサイトへと変態する。このマルテンサイトは焼き戻しされないことから非常に硬く、フェライトとマルテンサイトの硬度比（ＤＨＴＭ／ＤＨＴＭ）が３を超えることから、穴拡げ性を低下させることから、（Ｍｓ−５０）℃とする必要がある。

冷却後、２００〜６００℃で１０秒以上の焼き戻し処理を行うことで、マルテンサイト中にＦｅを主体とする炭化物を析出させることで、マルテンサイトとフェライトの強度差を低減できる。下限を２００℃以上としたのは、２００℃未満では炭化物の析出に長時間を要することから好ましくなく、さらには、これら炭化物が微細であることから、マルテンサイト強度があまり低下せず、ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦを３．０未満とすることが困難なためである。一方では、６００℃を超える高温での焼き戻しは、マルテンサイト強度を極端に低下させるため、５９０ＭＰａ以上の強度確保が難しいためである。

焼き戻し処理の方法に関しては、特に限定することなく本発明の効果は得られるが、過時効帯の温度を高温に保ち輻射熱にての鋼板を加熱する方法、通電加熱、誘導加熱あるいは箱型焼鈍炉を用いたオフラインでの加熱などの何れの方法を用いたとしても構わない。ただし、箱型焼鈍炉を用いた加熱は、徐々に加熱することから、コイル内を均一に加熱できることから、好ましい。

熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。１．５％超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行ってもよく、オフラインで行ってもよい。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行ってもよく、数回に分けて行っても構わない。

冷延後に溶融亜鉛めっきラインを通板する場合の最高加熱温度も連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、７５０〜９００℃とする。焼鈍後の冷却に関しても、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、７５０℃〜６２０℃間を平均冷却速度１２℃／秒以下で冷却する必要がある。６２０〜５００℃間の冷却速度も、連続焼鈍ラインと同様の理由で、４℃／秒以上の冷却速度にて冷却する必要がある。

めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲とすることが望ましい。浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。ただし、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬させてもよい。また、めっき浴浸漬温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。

また、めっき層の合金化を行う場合には、４６０℃以上で行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。上限は特に限定しないが、６００℃を超えると、パーライト変態が起こりマルテンサイト体積率を減少させ、引張強度５９０ＭＰａ以上の確保が難しくなるので、これが実質的な上限である。
冷却停止温度に関しても、連続冷却ラインを通板させた場合と同様の理由により、（Ｍｓ−５０）℃以下とすることが望ましい。焼き戻し温度と時間も、連続冷却ラインを通板させた場合と同様の理由により、２００〜６００℃で、１０秒以上とする必要がある。ただし、めっき及び合金化の後、焼き戻し処理を施すことから、合金化反応が進みめっき中に含まれるＦｅ％が向上する傾向にある。このことから、焼き戻し処理を行う前のめっき層中のＦｅ％は低めに抑えることが望ましい。また、焼き入れ処理をめっき浴浸漬前に行い、その後のめっき浴温度への加熱や合金化処理を用いて焼き戻しを施しても構わない。

溶融亜鉛めっき鋼板にスキンパス圧延を施しても構わない。また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。さらには、めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ_２及びＮ_２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。また、めっき前の焼鈍の手法によらず、加熱中の露点を−２０℃以上とすることで、Ｓｉを含有する鋼のめっき濡れ性やめっきの合金化の際の合金化反応に有利に働く。

なお、本冷延鋼板を電気めっきしても鋼板の有する引張強度、穴拡げ性及び成形性を何ら損なうことはない。すなわち、本発明鋼板は電気めっき用素材としても好適である。
また、本発明の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。

次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分（単位：質量％）を有するスラブを、１２２０℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２に示す温度で巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷延を行い、冷延板とした。その後、これらの冷延板に表２に示す条件で焼鈍熱処理を行い、７５０℃−６２０℃間を４〜５０℃／秒で冷却し、引き続き、６２０〜５００℃を１〜７０℃／秒で、各温度に冷却し、各温度にて付加的な熱処理を行い、その後室温まで冷却した。最後に、得られた鋼板について０．３％の圧下率でスキンパス圧延を行った。

一部の鋼板については、上記と同様の手法で冷延まで行い、連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。溶融亜鉛めっきを施す鋼板については、焼鈍の後、これらの冷延板に表２に示す条件で焼鈍熱処理を行い、７５０℃〜６２０℃間を２〜５０℃／秒で冷却し、引き続き６２０〜５００℃間を４℃／秒以上で冷却し、その後、亜鉛めっき浴に通板し、各温度に冷却し、各温度にて付加的な熱処理を行い、その後室温まで冷却した。最後に、得られた鋼板について０．３％の圧下率でスキンパス圧延を行った。その後、室温まで１０℃／秒の冷却速度で室温まで冷却し、最後に、得られた鋼板について０．３％の圧下率でスキンパス圧延を行った。

一部の鋼板については、めっき処理に引き続き合金化処理を行った。その際の目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ^２とした。めっき後の鋼板に、０．３％スキンパス圧延を施した。特に、本鋼板は、体積率で４０％以上のフェライトを含むことから、鋼板成分より予想されるＭｓ点よりかなり低い傾向にある。これらＭｓ点は、予め実機相当の熱処理を行うことで、Ｍｓ点を測定し、焼き入れ温度を決定した。Ｍｓは２６０〜３８０℃の範囲にあることから、２００℃以下の温度への冷却が望ましい。

ミクロ組織の同定に関しては、前記手法にて事前に行った。
ミクロ組織中に含まれるマルテンサイトとフェライトの硬度比の測定に関しては、ベルコビッチタイプの三角すい圧子を有するダイナミック微小硬度計を用いて、押し込み深さ測定法にて、硬度を測定した。押し込み荷重は１ｇ重とした。これは、本鋼中に存在するマルテンサイトサイズは、３μｍ以下と非常に小さく通常のビッカース試験機を用いて硬度を測定した場合、圧痕サイズが大きいため、微細なマルテンサイトのみの硬度測定が行い難い、あるいは、圧痕サイズが小さいすぎることから、正確なサイズを測定できないためである。

本試験条件の硬度測定は、ダイナミック微小硬度計を用いて行った。具体的には、押し込み荷重１ｇ重にて、１０００点の圧痕を打ち、硬度分布を求めた後、フーリエ変換を行い個々の組織の平均硬度を算出し、フェライトに対応する最も低い硬度（ＤＨＴＦ）と、マルテンサイトに相当する最も高い硬度（ＤＨＴＭ）の比（ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ）を算出した。ただし、マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトの両方が存在する場合、マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトに相当する硬度が得られるが、優れた穴拡げ性を発揮するためには、フェライトと最も硬質なマルテンサイト間の硬度比を所定の範囲とすることで、優れた穴拡げ性が得られることから、マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトの両方が存在する場合は、マルテンサイトとフェライトの硬度比をＤＨＴＭ／ＤＨＴＦとした。また、ベイナイト組織の硬度は、マルテンサイトに比較して小さいことから、ベイナイト組織の硬度にかかわらず、フェライトとマルテンサイトの硬度比が所定の範囲にあれば本発明の効果である優れた穴拡げ性と成形性は得られる。

硬度比ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦについては、下記のように評価した。
△：ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ＜１．５
○：１．５≦ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ≦３．０
×：３．０＜ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ

得られた冷延焼鈍板あるいは亜鉛めっき板について、引張試験を行い、ＹＳ，ＴＳ，Ｅｌを測定した。なお、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。
引張試験は、１．２ｍｍ厚の板から圧延方向に直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、引張特性を評価した。
穴拡げ性は、直径１０ｍｍの円形穴を、クリアランスが１２．５％となる条件にて打ち抜き、かえりがダイ側となるようにし、６０°円錐ポンチにて成形し、穴拡がり率λ（％）により評価した。各条件とも、５回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡がり率とし、ＴＳ（ＭＰａ）×λ（％）で４００００（ＭＰａ×％）以上を有するものを優れた穴拡げ性を有するものと定義する。
成形性に関しては、引張試験より得られた破断伸びＥｌ（％）とＴＳ（ＭＰａ）の積であるＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）で１５０００（ＭＰａ×％）以上有するものを成形性が優れているものとした。
なお、表１，２中の下線は、本発明の範囲外の条件である。また、表２中の＊１について、ＣＲは冷延鋼板、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示す。また、表２中の＊２について、−は各工程を実地していないことを意味する。

表２に示すように、表１の成分からなる各鋼を各条件にて熱処理を行い、異なるミクロ組織と特性とを有する鋼板を作製した。なお、各鋼のＭｓ点に関しては、熱延・冷延を行った板を、予め実験室にて同様の熱処理条件で熱処理を行い、Ｍｓ点を測定した。鋼Ｎｏ．Ａ〜ＨのＭｓ点は、２８０℃〜３４０℃の範囲にある。一方、Ｍｎの含有量が本発明の範囲から外れる鋼Ｎｏ．Ｉは、冷却過程でのパーライト変態を抑制することができず、冷却停止までにオーステナイトがパーライトへと完全に変態してしまうため、マルテンサイト変態が起こらず、冷却停止温度が本発明の範囲を満たさない。Ｃ含有量が少ない鋼Ｎｏ．Ｊは、本熱処理条件の範囲内では、フェライト単相組織であることから、冷却過程でマルテンサイト変態が起こらず、冷却停止温度が本発明の範囲を満たさない。得られた結果をもとに、冷却停止後の焼き戻し温度を種々変化させ、鋼板のミクロ組織と特性とを変化させた。なお、用途に合わせて、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきを行った。

また、ミクロ組織観察結果、フェライト中のＣ濃度、フェライトとマルテンサイトの硬度比（ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ）、引張特性及び穴拡げ率を表３及び表４に示す。
なお、表３，４中の下線は、本発明の範囲外の条件である。また、表３，４中の＊１について、ＣＲは冷延鋼板、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示す。また、表３，４中の＊３について、−は、マルテンサイトが存在していないことから、硬度比を測定できなかったことを意味する。また、表３，４中の＊４について、−は、フェライトが存在していないことから、硬度比やフェライトに含まれるＣ濃度を測定できなかったことを意味する。

表３及び表４に示すように、成分範囲が本鋼板の範囲にあっても、７５０〜６２０℃間での冷却速度が大きいものは、フェライト中のＣ濃度が高く延性に劣る。焼き入れ焼き戻しの条件が本発明の範囲にないものは、穴拡げ率が低く、強度と穴拡げ性が所定の範囲を満たすことができない。

本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材などに好適な、ＴＳで５９０ＭＰａ以上の高強度と優れた穴拡げ性と成形性を兼備する鋼板を安価に提供するものであり、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％未満、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：１．１〜３．０％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、鋼板のミクロ組織が体積分率で、４０％以上のフェライトと、５％以上の焼き戻しマルテンサイトとを含有し、ダイナミック硬度計を用いて測定したフェライトの硬度（ＤＨＴＦ）とダイナミック硬度計を用いて測定した焼き戻しマルテンサイトの硬度（ＤＨＴＭ）の比（ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ）が１．５〜３．０であり、残部組織がベイナイト組織よりなることを特徴とする引張最大強度が５９０ＭＰａ以上の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
前記フェライト組織中に含まれるＣ量が０．００４％以上であることを特徴とする請求項１に記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
さらに、鋼中に質量％で、
Ｍｏ：０．０５〜３％、
Ｃｒ：０．０５〜３％、
Ｎｉ：０．０５〜３％、
Ｃｕ：０．０５〜３％、
Ｗ：０．０５〜３％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
さらに、鋼中に質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｖ：０．００５〜０．３％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
さらに、鋼中に質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．１％
を含有することを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
さらに、鋼中に質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｙ：０．０００５〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至５の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板。
請求項１乃至６の何れかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、６３０℃以下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するに際して、７５０〜９００℃で焼鈍した後、平均冷却速度を１２℃／秒以下で焼鈍温度〜６２０℃間を冷却し、６２０℃〜５００℃間を平均冷却速度４〜５０℃／秒で（Ｍｓ−５０）℃以下まで冷却し、その後、２００〜６００℃で１０秒以上焼鈍することを特徴とする請求項１乃至６の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
請求項１乃至６の何れかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、６３０℃以下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するに際して、７５０〜９００℃で焼鈍し、平均冷却速度を１２℃／秒以下で焼鈍温度〜６２０℃間を冷却し、６２０℃〜５００℃間を平均冷却速度４〜５０℃／秒で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却後、亜鉛めっき浴に浸漬し、（Ｍｓ−５０）℃以下まで冷却し、その後、２００〜６００℃で１０秒以上焼鈍することを特徴とする請求項１乃至６の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
請求項１乃至６の何れかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、６３０℃以下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するに際して、７５０〜９００℃で焼鈍し、平均冷却速度を１２℃／秒以下で焼鈍温度〜６２０℃間を冷却し、６２０℃〜５００℃間を平均冷却速度４〜５０℃／秒で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却後、亜鉛めっき浴に浸漬し、必要に応じて４６０℃以上の温度で合金化処理を施し、（Ｍｓ−５０）℃以下まで冷却し、その後、２００〜６００℃で１０秒以上焼鈍することを特徴とする請求項１乃至６の何れかに記載の穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。