(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2023-08-14
(54)【発明の名称】成形性及び加工硬化率に優れた鋼板
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230804BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20230804BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20230804BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301S
C22C38/60
C22C38/00 301T
C21D9/46 G
C21D9/46 J
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2023504084
(86)(22)【出願日】2021-06-29
(85)【翻訳文提出日】2023-01-19
(86)【国際出願番号】 KR2021008172
(87)【国際公開番号】W WO2022019509
(87)【国際公開日】2022-01-27
(31)【優先権主張番号】10-2020-0090718
(32)【優先日】2020-07-22
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】522492576
【氏名又は名称】ポスコ カンパニー リミテッド
(74)【代理人】
【識別番号】100083806
【弁理士】
【氏名又は名称】三好 秀和
(74)【代理人】
【識別番号】100111235
【弁理士】
【氏名又は名称】原 裕子
(74)【代理人】
【識別番号】100195257
【弁理士】
【氏名又は名称】大渕 一志
(72)【発明者】
【氏名】アン、 ヨン－サン
(72)【発明者】
【氏名】リュ、 ジュ－ヒョン
(72)【発明者】
【氏名】チェ、 ガン－ヒョン
(72)【発明者】
【氏名】チェ、 ウル－ヨン
【テーマコード（参考）】
4K037
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA06
4K037EA11
4K037EA15
4K037EA16
4K037EA18
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4K037FK02
4K037FK03
4K037FK08
4K037FL01
4K037FL02
4K037FM02
4K037GA05
4K037JA07
(57)【要約】
本発明は、自動車の構造部材用等に好適に使用される鋼板に関し、より詳細には、高強度を有しながらも、成形性及び加工硬化率に優れた鋼板及びその製造方法に関する。
【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０～０．１６％、シリコン（Ｓｉ）：１．０％以下（０％を除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．２％、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％を除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：１．０％以下（０％を除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％を除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、微細組織として、面積分率５～２５％のベイナイト、３％以上の残留オーステナイトと残部フェライト及びマルテンサイトを含み、
下記関係式１を満たす、成形性及び加工硬化率に優れた鋼板。
［関係式１］
｛（Ｃ＋Ｓｉ＋Ａｌ）／（（１０×（Ｃ＋Ｔｉ＋Ｎｂ））＋（２×Ｓｉ）＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／（ＴＳ）｝×１０００≧０．２８
（関係式１において、各元素は重量含量を意味し、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）を意味する。）
【請求項2】
前記ベイナイト相に隣接して存在する平均結晶粒サイズ２μｍ以下の残留オーステナイトの個数が全残留オーステナイトの総個数の８０％以上である、請求項１に記載の成形性及び加工硬化率に優れた鋼板。
【請求項3】
前記マルテンサイト相を面積分率１０～３０％で含む、請求項１に記載の成形性及び加工硬化率に優れた鋼板。
【請求項4】
前記鋼板は、少なくとも一面に亜鉛系めっき層を含む、請求項１に記載の成形性及び加工硬化率に優れた鋼板。
【請求項5】
前記鋼板は５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、変形区間４～６％で測定した加工硬化指数（Ｎ１）、変形区間１０～Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ（％）で測定した加工硬化指数（Ｎ４）、引張強度（ＴＳ）、総伸び率（ＴＥ）及び均一伸び率（ＵＥ）の関係が下記関係式２を満たす、請求項１に記載の成形性及び加工硬化率に優れた鋼板。
［関係式２］
（ＴＳ×ＴＥ×ＵＥ×Ｎ１×Ｎ４）≧１４０００
（ここで、単位はＭＰａ％である。）
【請求項6】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０～０．１６％、シリコン（Ｓｉ）：１．０％以下（０％を除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．２％、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％を除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：１．０％以下（０％を除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％を除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを準備する段階と、前記鋼スラブを１０５０～１３００℃の温度範囲で加熱する段階と、
前記加熱された鋼スラブをＡｒ３変態点以上で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を４５０～７００℃の温度範囲で巻き取る段階と、
前記巻取り後に常温まで０．１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する段階と、
前記冷却後４０％以上の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、
前記冷延鋼板をＡｃ１＋３０℃～Ａｃ３－３０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階と、
前記連続焼鈍後に段階的冷却を行う段階と、
前記段階的冷却後３０秒以上保持する段階と、を含み、
前記冷間圧延において、１～２番スタンドの累積圧下率が２５％以上であり、
前記段階的冷却は６３０～６９０℃まで１０℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の冷却速度で１次冷却する段階及び前記１次冷却後３５０～４５０℃まで５℃／ｓ以上の冷却速度で２次冷却する段階を含み、
下記関係式１を満たす、成形性及び加工硬化率に優れた鋼板の製造方法。
［関係式１］
｛（Ｃ＋Ｓｉ＋Ａｌ）／（（１０×（Ｃ＋Ｔｉ＋Ｎｂ））＋（２×Ｓｉ）＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／（ＴＳ）｝×１０００≧０．２８
（関係式１において、各元素は重量含量を意味し、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）を意味する。）
【請求項7】
前記仕上げ熱間圧延において、出口側温度がＡｒ３～Ａｒ３＋５０℃を満たす、請求項６に記載の成形性及び加工硬化率に優れた鋼板の製造方法。
【請求項8】
前記２次冷却は、水素（Ｈ２）ガスを用いる水素冷却設備で行う、請求項６に記載の成形性及び加工硬化率に優れた鋼板の製造方法。
【請求項9】
前記保持後に溶融亜鉛めっきする段階と、前記溶融亜鉛めっき後、Ｍｓ－１００℃以下まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で最終冷却する段階と、をさらに含む、請求項６に記載の成形性及び加工硬化率に優れた鋼板の製造方法。
【請求項10】
前記溶融亜鉛めっき後、最終冷却を行う前に合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項９に記載の成形性及び加工硬化率に優れた鋼板の製造方法。
【請求項11】
前記最終冷却後、１％未満の圧下率で調質圧延する段階をさらに含む、請求項９に記載の成形性及び加工硬化率に優れた鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、自動車の構造部材用等に好適に使用される鋼板に関し、より詳細には、高強度を有しながらも、成形性及び加工硬化率に優れた鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
最近、自動車産業において環境及び安全に対する規制がますます厳格化され、二酸化炭素（ＣＯ２）に対する排出規制もますます厳しくなっており、これに伴う燃費規制が強化されている実情である。
【0003】
米国の高速道路安全保険協会では、搭乗者を保護するための衝突安定性に対する規制を次第に強化しており、２０１３年からは２５％ｓｍａｌｌ ｏｖｅｒｌａｐという厳格な衝突性能を要求している。
【0004】
このような環境及び安全イシューを解決できる唯一の解決策は、自動車の軽量化を達成することである。自動車の軽量化のためには、鋼材の高強度化が必要であり、高強度鋼材を適用するためには高い成形性も併せて要求される。
【0005】
通常、鋼を強化する方法には、固溶強化、析出強化、結晶粒微細化による強化、変態強化などがある。
【0006】
このうち、固溶強化及び結晶粒微細化による強化は、引張強度４９０ＭＰａ級以上の高強度鋼の製造に限界がある。
【0007】
一方、析出強化型高強度鋼は、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等のような炭・窒化物の形成元素を添加することにより、炭・窒化物を析出させて鋼板を強化させるか、又は微細析出物による結晶粒の成長抑制によって結晶粒を微細化させて強度を確保する技術である。このような析出強化技術は、低い製造コストに比べて高い強度が容易に得られるという利点があるが、微細析出物により再結晶温度が急激に上昇するため、充分な再結晶を起こして延性を確保するためには高温焼鈍を行う必要があるという欠点がある。
【0008】
また、フェライト基地に炭・窒化物を析出させて強化する析出強化鋼は、６００ＭＰａ以上の高強度鋼を得るには限界がある。
【0009】
変態強化型高強度鋼は、フェライト基地に硬質のマルテンサイト相を形成させたフェライト－マルテンサイトの２相組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ、ＤＰ）鋼、残留オーステナイトの変態誘起塑性を用いたＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼又はフェライトと硬質のベイナイト又はマルテンサイト組織で構成されるＣＰ（Ｃｏｍｐｌｅｘｅｄ Ｐｈａｓｅ）鋼など、様々な鋼が開発されてきた。
【0010】
最近、自動車用鋼板は、燃費の向上や耐久性の向上などのために強度がさらに高い鋼板が求められており、衝突安全性及び乗客の保護次元で引張強度４９０ＭＰａ以上の高強度鋼板が車体構造用や補強材として、その使用量が増大している。
【0011】
しかし、素材の強度が徐々に高強度化するにつれて、自動車部品をプレス成形する過程でクラック（ｃｒａｃｋ）又はシワなどの欠陥が発生し、複雑な部品を製造する上で限界に達している。
【0012】
そこで、高強度鋼の加工性を向上させるための観点から、変態強化型高強度鋼の中で現在最も広く使用されているＤＰ鋼の均一伸び率（ＵＥ）及び１０％以上の変形区間における加工硬化率を向上させることができれば、プレス成形時に発生するクラック又はシワなどの加工欠陥を防止することで、複雑な部品への高強度鋼の適用を拡大することができると予測される。
【0013】
一方、高張力鋼板の加工性を向上させた従来の技術として、特許文献１では、マルテンサイト相を主体とする複合組織からなる鋼板を開示しており、このような鋼板の加工性を向上させるために組織の内部に粒径１～１００ｎｍの微細析出銅粒子を分散させる方法を開示している。
【0014】
ところが、微細Ｃｕ粒子を析出させるためには、２～５重量％の高い含量でＣｕを添加しなければならず、この場合、Ｃｕによる赤熱脆性が発生するおそれがある。また、製造コストが過度に上昇するという問題がある。
【0015】
他の例として、特許文献２では、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）を基地組織として、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）相を２～１０面積％含む微細組織を有し、析出強化型元素であるＴｉ等の元素を添加して析出強化及び結晶粒微細化により強度を向上させた鋼板を開示している。この場合、鋼板の穴拡げ性は良好であるが、引張強度を高めるには限界があり、降伏強度が高く延性が低いため、プレス成形時にクラック等の欠陥が発生するという問題がある。
【0016】
さらに他の例として、特許文献３では、テンパードマルテンサイト（ｔｅｍｐｅｒｅｄ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）相を活用して高強度と高延性とを同時に得て、連続焼鈍後の板形状にも優れた冷延鋼板を製造する方法を開示している。ところが、この技術は、鋼中の炭素の含量が０．２％以上と高く、溶接性に劣るという問題及びＳｉの多量含有に起因する炉内のデント欠陥が発生するという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0017】
【特許文献1】日本公開特許公報第２００５－２６４１７６号公報
【特許文献2】韓国公開特許公報第２０１５－００７３８４４号公報
【特許文献3】日本公開特許公報第２０１０－０９０４３２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0018】
本発明の一態様は、自動車の構造部材用等に好適な鋼板であって、引張強度５９０ＭＰａ級の高強度を有しながらも、成形性及び加工硬化率（Ｎｕ）に優れた鋼板を提供することである。
【0019】
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全体から理解することができ、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の付加的な課題を理解する上で何ら困難がない。
【課題を解決するための手段】
【0020】
本発明の一態様は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０～０．１６％、シリコン（Ｓｉ）：１．０％以下（０％を除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．２％、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％を除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：１．０％以下（０％を除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％を除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、微細組織として、面積分率５～２５％のベイナイト、３％以上の残留オーステナイトと残部フェライト及びマルテンサイトを含み、下記関係式１を満たす成形性及び加工硬化率に優れた鋼板を提供する。
【0021】
［関係式１］
｛（Ｃ＋Ｓｉ＋Ａｌ）／（（１０×（Ｃ＋Ｔｉ＋Ｎｂ））＋（２×Ｓｉ）＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／（ＴＳ）｝×１０００≧０．２８
（関係式１において、各元素は重量含量を意味し、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）を意味する。）
｛（Ｃ＋Ｓｉ＋Ａｌ）／（（１０×（Ｃ＋Ｔｉ＋Ｎｂ））＋（２×Ｓｉ）＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／（ＴＳ）｝×１０００≧０．２８
（関係式１において、各元素は重量含量を意味し、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）を意味する。）
【0022】
本発明の他の一態様は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを準備する段階と、上記鋼スラブを１０５０～１３００℃の温度範囲で加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブをＡｒ３変態点以上で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を４５０～７００℃の温度範囲で巻き取る段階と、上記巻取り後、常温まで０．１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する段階と、上記冷却後４０％以上の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、上記冷延鋼板をＡｃ１＋３０℃～Ａｃ３－３０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍後に段階的冷却を行う段階と、上記段階的冷却後３０秒以上保持する段階と、を含み、上記冷間圧延において、１～２番スタンドの累積圧下率が２５％以上であり、上記段階的冷却は６３０～６９０℃まで１０℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の冷却速度で１次冷却する段階及び上記１次冷却後３５０～４５０℃まで５℃／ｓ以上の冷却速度で２次冷却する段階と、を含み、上記関係式１を満たす成形性及び加工硬化率に優れた鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【0023】
本発明によると、鋼の合金成分系及び製造条件を最適化することにより、高強度を有しながらも、成形性が向上した鋼板を提供することができる。
【0024】
このように、成形性が向上した本発明の鋼板は、プレス成形時に発生するクラック又はシワ等の加工欠陥を防止することができ、高い加工性が要求される複雑な形状の自動車構造用部品等に好適に適用することができる効果がある。
【図面の簡単な説明】
【0025】
【図1】本発明の一実施例において、鋼中の特定元素と引張強度との関係（関係式１に該当）による加工硬化指数（Ｎ１、Ｎ４）、伸び率（ＴＥ、ＵＥ）及び引張強度（ＴＳ）間の関係（関係式２に該当）の変化をグラフ化して示したものである。
【発明を実施するための形態】
【0026】
本発明の発明者らは、自動車用素材のうち、複雑な形状への加工が要求される部品等に好適に使用できるレベルの成形性を有する素材を開発するために鋭意研究した。
【0027】
その結果、合金組成及び製造条件を最適化することにより、目標とする物性の確保に有利な組織を有する高強度鋼板を提供できることを確認し、本発明を完成するに至った。
【0028】
特に、本発明は、合金成分のうち特定元素の含量を制御し、一連の工程を経て製造される鋼板の工程条件を最適化することにより、軟質相及び硬質相を適切に分散させた複合組織を得るが、このとき、ベイナイト相の周辺に微細な残留オーステナイト相が均一に分布された鋼板を提供するという特徴がある。
【0029】
このような本発明の鋼板は、塑性変形の初期段階における加工硬化指数が高く、素材全体への加工硬化を均一に進行させることができ、塑性変形の後期段階においても加工硬化指数を高める効果が得られる。このように、変形率の全区間において加工硬化指数が増加することにより、応力及び変形が素材のいずれか一部分に集中しないように緩和されることで、均一伸び率（ＵＥ）及び総伸び率（ＴＥ）が共に向上することに技術的意義があるといえる。
【0030】
以下、本発明について詳細に説明する。
【0031】
本発明の一態様に係る成形性及び加工硬化率に優れた鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０～０．１６％、シリコン（Ｓｉ）：１．０％以下（０％を除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．２％、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％を除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：１％以下（０％を除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％を除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０％を除く）を含むことができる。
【0032】
以下では、本発明で提供する鋼板の合金組成を上記のように制限する理由について詳細に説明する。
【0033】
一方、本発明において特に断らない限り、各元素の含量は重量を基準とし、組織の割合は面積を基準とする。
【0034】
炭素（Ｃ）：０．１０～０．１６％
炭素（Ｃ）は、鋼の変態組織を強化するために添加する重要な元素である。このようなＣは鋼の高強度化を図り、複合組織鋼においてマルテンサイトの形成を促進する。上記Ｃ含量が増加するほど、鋼中のマルテンサイト量が増加する。
炭素（Ｃ）は、鋼の変態組織を強化するために添加する重要な元素である。このようなＣは鋼の高強度化を図り、複合組織鋼においてマルテンサイトの形成を促進する。上記Ｃ含量が増加するほど、鋼中のマルテンサイト量が増加する。
【0035】
ところが、このようなＣの含量が０．１６％を超えると、鋼中のマルテンサイト量の増加により強度は高くなるものの、相対的に炭素濃度の低いフェライトとの強度の差が増加する。このような強度の差は、応力の付加時に相（ｐｈａｓｅ）間の界面で破壊が容易に発生するため、延性及び加工硬化率が低下するという問題がある。また、溶接性に劣り、顧客社の部品加工時に溶接欠陥が発生するという問題がある。一方、上記Ｃの含量が０．１０％未満であると、目標とする強度を確保し難く、高い均一伸び率を得るのに有利な少量の残留オーステナイト相を確保することが困難になるという問題がある。
【0036】
したがって、上記Ｃは０．１０～０．１６％含むことができ、より有利には０．１１％以上含むことができる。
【0037】
シリコン（Ｓｉ）：１．０％以下（０％を除く）
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト安定化元素であって、フェライト変態を促進し、未変態オーステナイトへのＣ濃縮を助長することにより、マルテンサイトの形成を促進する元素である。また、固溶強化能が良く、フェライトの強度を高めて相（ｐｈａｓｅ）間の硬度差を減らすのに効果的であり、鋼板の延性を低下させることなく強度を確保するのに有用な元素である。
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト安定化元素であって、フェライト変態を促進し、未変態オーステナイトへのＣ濃縮を助長することにより、マルテンサイトの形成を促進する元素である。また、固溶強化能が良く、フェライトの強度を高めて相（ｐｈａｓｅ）間の硬度差を減らすのに効果的であり、鋼板の延性を低下させることなく強度を確保するのに有用な元素である。
【0038】
このようなＳｉの含量が１．０％を超えると、表面スケール欠陥を誘発してめっきの表面品質に劣り、化成処理性を阻害するという問題がある。
【0039】
したがって、本発明では、上記Ｓｉの含量を１．０％以下に制御することが好ましく、０％は除く。より好ましくは０．２～１．０％含むことができる。
【0040】
マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．２％
マンガン（Ｍｎ）は、延性の低下なしに粒子を微細化させ、鋼中の硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして析出させ、ＦｅＳの生成による熱間脆性を防止する効果がある。また、上記Ｍｎは鋼を強化させる元素であると共に、複合組織鋼においてマルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を下げる役割を果たすため、マルテンサイトをより容易に形成するのに有用である。
マンガン（Ｍｎ）は、延性の低下なしに粒子を微細化させ、鋼中の硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして析出させ、ＦｅＳの生成による熱間脆性を防止する効果がある。また、上記Ｍｎは鋼を強化させる元素であると共に、複合組織鋼においてマルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を下げる役割を果たすため、マルテンサイトをより容易に形成するのに有用である。
【0041】
このようなＭｎの含量が１．４％未満であると、上述した効果が得られないだけでなく、目標レベルの強度を確保する上で困難がある。一方、その含量が２．２％を超えると、溶接性、熱間圧延性などの問題が発生する可能性が高く、マルテンサイトが過剰に形成されて材質が不安定であり、組織内のＭｎ－Ｂａｎｄ（Ｍｎ酸化物帯）が形成され、加工クラック及び板破断の発生リスクが高くなるという問題がある。また、焼鈍時にＭｎ酸化物が表面に溶出してめっき性を大きく阻害するという問題がある。
【0042】
したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量を１．４～２．２％に制御することが好ましい。より有利には１．５～２．１％含むことができる。
【0043】
クロム（Ｃｒ）：１．０％以下
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加する元素である。このようなＣｒはマルテンサイトの形成に有効であり、強度上昇に対する伸び率の低下を最小化させ、高延性を有する複合組織鋼の製造に有利である。特に、熱間圧延過程でＣｒ２３Ｃ６のようなＣｒ系炭化物を形成するが、この炭化物は焼鈍過程で一部は溶解し、一部は溶解せずに残り、冷却後のマルテンサイト内の固溶Ｃ量を適正レベル以下に制御することができるため、降伏点延伸（ＹＰ－Ｅｌ）の発生が抑制され、降伏比の低い複合組織鋼の製造に有利な効果がある。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加する元素である。このようなＣｒはマルテンサイトの形成に有効であり、強度上昇に対する伸び率の低下を最小化させ、高延性を有する複合組織鋼の製造に有利である。特に、熱間圧延過程でＣｒ２３Ｃ６のようなＣｒ系炭化物を形成するが、この炭化物は焼鈍過程で一部は溶解し、一部は溶解せずに残り、冷却後のマルテンサイト内の固溶Ｃ量を適正レベル以下に制御することができるため、降伏点延伸（ＹＰ－Ｅｌ）の発生が抑制され、降伏比の低い複合組織鋼の製造に有利な効果がある。
【0044】
しかし、上記Ｃｒの含量が１．０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱延強度が過度に増加して冷間圧延性に劣るという問題がある。また、Ｃｒ系炭化物の分率が高くなり粗大化し、焼鈍後にマルテンサイトのサイズが粗大化するため、伸び率の低下を招くという問題がある。
【0045】
したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を１．０％以下に制御することが好ましく、その含量が０％であっても目標とする物性の確保には無理がないことを明らかにしておく。
【0046】
リン（Ｐ）：０．１％以下（０％を除く）
リン（Ｐ）は、固溶強化の効果が最も大きい置換型元素であって、面内異方性を改善し、成形性を大きく低下させることなく、強度の確保に有利な元素である。しかし、このようなＰを過剰に添加する場合、脆性破壊が発生する可能性が大きく増加し、熱間圧延の途中でスラブの板破断が発生する可能性が高くなり、めっき表面の特性を阻害するという問題がある。
リン（Ｐ）は、固溶強化の効果が最も大きい置換型元素であって、面内異方性を改善し、成形性を大きく低下させることなく、強度の確保に有利な元素である。しかし、このようなＰを過剰に添加する場合、脆性破壊が発生する可能性が大きく増加し、熱間圧延の途中でスラブの板破断が発生する可能性が高くなり、めっき表面の特性を阻害するという問題がある。
【0047】
したがって、本発明では、上記Ｐの含量を０．１％以下に制御することが好ましく、不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除く。
【0048】
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％を除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中の不純物元素であって不可避に添加される元素であり、延性及び溶接性を阻害するため、その含量をできるだけ低く管理することが好ましい。特に、上記Ｓは、赤熱脆性を発生させる可能性を高めるという問題があるため、その含量を０．０１％以下に制御することが好ましい。ただし、製造過程中に不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除く。
硫黄（Ｓ）は、鋼中の不純物元素であって不可避に添加される元素であり、延性及び溶接性を阻害するため、その含量をできるだけ低く管理することが好ましい。特に、上記Ｓは、赤熱脆性を発生させる可能性を高めるという問題があるため、その含量を０．０１％以下に制御することが好ましい。ただし、製造過程中に不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除く。
【0049】
アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：１．０％以下（０％を除く）
アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、鋼の粒度微細化及び脱酸のために添加される元素である。また、Ｓｉと同様にフェライト安定化元素であって、フェライト内の炭素をオーステナイトに分配してマルテンサイト硬化能を向上させるのに有効な成分であり、ベイナイト領域での保持時、ベイナイト内の炭化物の析出を効果的に抑制させることにより、鋼板の延性向上に有用な元素である。
アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、鋼の粒度微細化及び脱酸のために添加される元素である。また、Ｓｉと同様にフェライト安定化元素であって、フェライト内の炭素をオーステナイトに分配してマルテンサイト硬化能を向上させるのに有効な成分であり、ベイナイト領域での保持時、ベイナイト内の炭化物の析出を効果的に抑制させることにより、鋼板の延性向上に有用な元素である。
【0050】
このようなＡｌの含量が１．０％を超えると、結晶粒微細化効果による強度上昇には有利であるのに対し、製鋼連鋳操業時に介在物の形成が過剰となり、めっき鋼板において表面不良が発生する可能性が高くなる。また、製造コストの上昇を招くという問題がある。
【0051】
したがって、本発明では、上記Ａｌの含量を１．０％以下に制御することが好ましく、０％は除く。より有利には０．７％以下含むことができる。本発明において、アルミニウムとは、酸可溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
【0052】
窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％を除く）
窒素（Ｎ）は、オーステナイトの安定化に有効な元素であるが、その含量が０．０１％を超える場合、鋼の精錬コストが急激に上昇し、ＡｌＮ析出物の形成により連鋳時にクラックが発生する危険性が大幅に増加する。
窒素（Ｎ）は、オーステナイトの安定化に有効な元素であるが、その含量が０．０１％を超える場合、鋼の精錬コストが急激に上昇し、ＡｌＮ析出物の形成により連鋳時にクラックが発生する危険性が大幅に増加する。
【0053】
したがって、本発明では、上記Ｎの含量を０．０１％以下に制御することが好ましい。ただし、不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除く。
【0054】
アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０％を除く）
アンチモン（Ｓｂ）は、結晶粒界に分布し、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの酸化性元素の結晶粒界による拡散を遅らせる役割を果たす。これにより、酸化物の表面濃化を抑制し、温度の上昇及び熱延工程の変化による表面濃化物の粗大化を抑制するのに有利な効果がある。
アンチモン（Ｓｂ）は、結晶粒界に分布し、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの酸化性元素の結晶粒界による拡散を遅らせる役割を果たす。これにより、酸化物の表面濃化を抑制し、温度の上昇及び熱延工程の変化による表面濃化物の粗大化を抑制するのに有利な効果がある。
【0055】
このようなＳｂの含量が０．０５％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、製造コストが上昇し、加工性に劣るという問題がある。
【0056】
したがって、本発明では、上記Ｓｂの含量を０．０５％以下に制御することが好ましく、０％は除く。より有利には、０．００５％以上含有できることを明らかにしておく。
【0057】
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入する可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、そのすべての内容を特に言及しない。
【0058】
一方、本発明の鋼板は、チタン（Ｔｉ）及びニオブ（Ｎｂ）を含まない。鋼中にＴｉ、Ｎｂが含有されると、フェライトの強度を大きく増加させるため、外部から応力が加わったときに効果的なフェライトの変形を制限し、その結果、加工硬化率及び均一伸び率を大きく阻害するおそれがある。
【0059】
したがって、本発明では、上記Ｔｉ及びＮｂを含まない。ただし、鋼の製造過程において不純物レベルで添加される可能性があるが、この場合、本発明の物性を損なう程度ではない。具体的に、それぞれの含量が０．０１０％以下であれば不純物レベルであることを明らかにしておく。より有利には、上記各元素の含量は０．００８％以下であってもよい。
【0060】
上述の合金組成を有する本発明の鋼板は、鋼内のＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉの含量と鋼板の引張強度（ＹＳ）との関係が下記関係式１を満たすことが好ましい。ここで、鋼内（鋼の内部）とは、鋼板の厚さ方向の１／４ｔ地点（ｔは、鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）を意味する。
【0061】
本発明は、高強度と共に成形性及び加工硬化率を向上させることを主目的とし、そのためには、鋼の合金組成及び製造条件を最適化して意図する物性の確保に有利な組織を形成する必要がある。
【0062】
具体的に後述するが、本発明者らは、鋼組織として軟質相と硬質相を均一に分布させる場合、成形性及び加工硬化率の向上を図ることができることを見出した。
【0063】
そのためには、鋼の均一伸び率を阻害するおそれのある元素であるＴｉ及びＮｂはその含量を極力低くし、ベイナイト相と微細な残留オーステナイト相の形成に有利な元素（Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ）の含量を高めながら、硬化能の向上に有利なＭｎ及びＣｒとの割合を制御することが好ましい。
【0064】
より具体的に、下記関係式１で表される成分関係式の値を０．２８以上確保することにより、本発明で意図する組織構成と物性を有利に得ることができる。
【0065】
もし、下記関係式１の値が０．２８未満であると、目標とする組織構成を確保できなくなる。
【0066】
［関係式１］
｛（Ｃ＋Ｓｉ＋Ａｌ）／（（１０×（Ｃ＋Ｔｉ＋Ｎｂ））＋（２×Ｓｉ）＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／（ＴＳ）｝×１０００≧０．２８
（関係式１において、各元素は重量含量を意味し、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）を意味する。）
｛（Ｃ＋Ｓｉ＋Ａｌ）／（（１０×（Ｃ＋Ｔｉ＋Ｎｂ））＋（２×Ｓｉ）＋Ｍｎ＋Ｃｒ）／（ＴＳ）｝×１０００≧０．２８
（関係式１において、各元素は重量含量を意味し、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）を意味する。）
【0067】
上述の合金組成を有する本発明の鋼板は、微細組織として軟質相と硬質相を均質に含み、具体的に、面積分率５～２５％のベイナイト、３％以上の残留オーステナイトと残部フェライト及びマルテンサイトで構成されることができる。
【0068】
本発明の鋼板は、鋼中に一定量のＳｉとＡｌを含有するが、これにより、ベイナイト変態時に炭化物の析出が遅延され、ベイナイトの周辺の未変態オーステナイトに炭素（Ｃ）を蓄積させることにより、マルテンサイト変態温度が常温以下に低くなることで、常温で残留オーステナイト相を確保することができる。
【0069】
上記ベイナイト相は、鋼の強度確保に寄与し、一定分率以上の残留オーステナイト相の確保に影響を及ぼすため、５面積％以上含むことが好ましい。すなわち、上記ベイナイト相の分率が５面積％以上であると、未変態オーステナイト内にＣ濃縮を助長して、延性に寄与する残留オーステナイト相を目標レベルの分率で確保することができる。より有利には、上記ベイナイト相を１０面積％以上含むことができる。ただし、その分率が２５％を超えると、鋼の延性が低下して均一伸び率の向上を図り難くなるという問題がある。
【0070】
さらに、本発明の鋼板は、上記残留オーステナイト相を面積分率３％以上含むことで、鋼板の成形時に変態誘起塑性を起こし、延性の確保に有利であるという効果がある。このような残留オーステナイト相の分率が過度になると、自動車部品の組み立てのためのスポット溶接時に、液体金属脆性（ＬＭＥ）に弱い傾向があるため、これを考慮して、上記残留オーステナイト相は１０％以下含むことが好ましい。
【0071】
特に、本発明は、上記残留オーステナイト相をベイナイト相の周辺に主に分布させることで、鋼材の加工硬化率を高める効果がある。
【0072】
具体的に、本発明は、上記ベイナイト相に隣接して存在する微細残留オーステナイト相、好ましくは、平均結晶粒サイズが２μｍ以下である残留オーステナイト相の個数が、全残留オーステナイトの総個数の８０％以上分布することが好ましい。すなわち、本発明は、一定分率の残留オーステナイト相をベイナイト相の周辺に主に分布させることにより、塑性変形時に加工硬化を均一に進行させる効果が得られる。
【0073】
ここで、ベイナイト相に隣接して存在するとは、上記ベイナイト相の結晶粒界を基準に約１０μｍまでの領域を意味する。このとき、上記ベイナイト相の結晶粒内を排除するものではないことを明らかにしておく。
【0074】
一方、本発明の鋼板は、硬質相として上述したベイナイト相の他に、マルテンサイト相をさらに含むことができ、好ましくは、面積分率１０～３０％で含むことができる。
【0075】
上記マルテンサイト相の分率が１０％未満であると、目標レベルの強度を確保することができない。一方、その分率が３０％を超えると、鋼の延性が低下し、均一伸び率の向上を図ることができなくなる。
【0076】
このように、本発明の鋼板は、ベイナイト相の周辺に微細な残留オーステナイト相を均一に分散させながら、フェライト相とマルテンサイト相とが適正分率で形成された複合組織を形成することにより、塑性変形の初期段階（４～６％）における加工硬化指数が高く、素材全体への加工硬化を均一に進行させることによって、塑性変形の後期段階（１０％～Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ％）においても加工硬化指数を増加させる効果が得られる。
【0077】
特に、本発明の鋼板は、４～６％の変形区間で測定した加工硬化指数（Ｎ１）、変形区間１０％～Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ（％）で測定した加工硬化指数（Ｎ４）、総伸び率（ＴＥ）、均一伸び率（ＵＥ）及び引張強度（ＴＳ）の関係が、下記関係式２を満たすことができる。
さらに、本発明の鋼板は、引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度を有することができる。
さらに、本発明の鋼板は、引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度を有することができる。
【0078】
［関係式２］
（ＴＳ×ＴＥ×ＵＥ×Ｎ１×Ｎ４）≧１４０００
（ここで、単位はＭＰａ％である。）
（ＴＳ×ＴＥ×ＵＥ×Ｎ１×Ｎ４）≧１４０００
（ここで、単位はＭＰａ％である。）
【0079】
本発明の高強度鋼板は、少なくとも一面に亜鉛系めっき層を含むことができる。このとき、上記亜鉛系めっき層は特に限定されないが、亜鉛を主に含有する亜鉛めっき層、亜鉛以外にアルミニウム及び／又はマグネシウムを含有する亜鉛合金めっき層であってもよい。
【0080】
以下、本発明の他の一態様である、本発明で提供する成形性及び加工硬化率に優れた鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
【0081】
簡単にいえば、本発明は、［鋼スラブ再加熱－熱間圧延－巻取り－冷間圧延－連続焼鈍－冷却］を経て目的の鋼板を製造することができ、その後、［溶融亜鉛めっき－（最終）冷却］の工程をさらに行うことができる。
【0082】
各段階別条件については、以下に詳細に説明する。
【0083】
［鋼スラブ加熱］
まず、上述した合金組成を満たす鋼スラブを準備した後、これを加熱することができる。
まず、上述した合金組成を満たす鋼スラブを準備した後、これを加熱することができる。
【0084】
本工程は、後続する熱間圧延工程を円滑に行い、目標とする鋼板の物性を充分に得るために行われる。本発明では、このような加熱工程の工程条件については特に制限はなく、通常の条件であれば構わない。一例として、１０５０～１３００℃の温度範囲で加熱工程を行うことができる。
【0085】
［熱間圧延］
上記によって加熱された鋼スラブをＡｒ３変態点以上で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造することができ、このとき、出口側温度がＡｒ３～Ａｒ３＋５０℃を満たすことが好ましい。
上記によって加熱された鋼スラブをＡｒ３変態点以上で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造することができ、このとき、出口側温度がＡｒ３～Ａｒ３＋５０℃を満たすことが好ましい。
【0086】
上記仕上げ熱間圧延時に、出口側温度がＡｒ３未満であると、フェライト及びオーステナイトの２相域圧延が行われ、材質ばらつきを招くおそれがある。一方、その温度がＡｒ３＋５０℃を超えると、高温圧延による異常粗大粒の形成により材質ばらつきが生じるおそれがあり、これにより、後続の冷却時にコイルの歪み現象が発生するという問題がある。
【0087】
より具体的に、上記仕上げ熱間圧延は８００～１０００℃の温度範囲で行うことができる。
【0088】
［巻取り］
上記によって製造された熱延鋼板を巻き取ることが好ましい。上記巻取りは４５０～７００℃の温度範囲で行うことが好ましいが、もし上記巻取り温度が４５０℃未満であると、マルテンサイト又はベイナイト相が過剰に形成され、熱延鋼板の過度な強度上昇を招くため、以後の冷間圧延時に負荷による形状不良などの問題が生じる可能性がある。一方、巻取り温度が７００℃を超える場合、鋼中のＳｉ、Ｍｎなど、溶融亜鉛めっきの濡れ性を低下させる元素の表面濃化及び内部酸化が激しくなる可能性がある。
上記によって製造された熱延鋼板を巻き取ることが好ましい。上記巻取りは４５０～７００℃の温度範囲で行うことが好ましいが、もし上記巻取り温度が４５０℃未満であると、マルテンサイト又はベイナイト相が過剰に形成され、熱延鋼板の過度な強度上昇を招くため、以後の冷間圧延時に負荷による形状不良などの問題が生じる可能性がある。一方、巻取り温度が７００℃を超える場合、鋼中のＳｉ、Ｍｎなど、溶融亜鉛めっきの濡れ性を低下させる元素の表面濃化及び内部酸化が激しくなる可能性がある。
【0089】
［冷却］
上記巻き取られた熱延鋼板を常温まで０．１℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の平均冷却速度で冷却することが好ましい。より有利には０．０５℃／ｓ以下、さらに有利には０．０１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で行うことができる。ここで、冷却とは平均冷却速度を意味する。
上記巻き取られた熱延鋼板を常温まで０．１℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の平均冷却速度で冷却することが好ましい。より有利には０．０５℃／ｓ以下、さらに有利には０．０１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で行うことができる。ここで、冷却とは平均冷却速度を意味する。
【0090】
このように、巻き取られた熱延鋼板を一定速度で冷却することにより、オーステナイトの核生成サイト（ｓｉｔｅ）となる炭化物を微細に分散させた熱延鋼板を得ることができる。すなわち、熱延過程で微細な炭化物を鋼内に均一に分散させ、以後の焼鈍時に、この炭化物が溶解しながら鋼中にオーステナイト相を微細に分散及び形成させることができる。これにより、焼鈍が完了した後には均一に分散した微細マルテンサイト相を得ることができる。
【0091】
［冷間圧延］
上記によって巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板として製造することができ、このとき、４０％以上の冷間圧下率（累積圧下率）で行うことができる。
上記によって巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板として製造することができ、このとき、４０％以上の冷間圧下率（累積圧下率）で行うことができる。
【0092】
特に、本発明は、上記冷間圧延時に、初期スタンド、好ましくは１～２番スタンドの累積圧下率を２５％以上に制御することにより、鋼の内部に貯蔵されるエネルギー（ｓｔｏｒｅｄ ｅｎｇｅｒｇｙ）を高めることで、後続する焼鈍過程においてフェライトの再結晶を促進する駆動力として作用する効果が得られる。これにより、鋼内に未再結晶フェライトの分率を下げる効果を付与することができる。
【0093】
鋼内に未再結晶フェライトが存在する場合、局所的に変形及び応力が集中して鋼の延性に劣るのに対し、再結晶フェライトは、変形及び応力集中を緩和させることで延性の向上に寄与する。
【0094】
上記冷間圧延時に、初期１～２番スタンドの累積圧下率が２５％未満であるか、又は最終スタンドまでの冷間圧下率が４０％未満であると、目標とする厚さの確保が難しいだけでなく、鋼板の形状矯正が難しくなるという問題がある。上記冷間圧延時に最終スタンドまでの冷間圧下率が９０％を超えると、鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部でクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延の負荷をもたらすという問題がある。
【0095】
本発明において、上記冷間圧延は、５又は６個のスタンドで構成される圧延機を用いて実施することができる。ただし、これに限定されるものではないことを明らかにしておく。
【0096】
［連続焼鈍］
上記によって製造された冷延鋼板を連続焼鈍処理することが好ましい。上記連続焼鈍処理は、一例として、連続合金化溶融めっき炉で行われることができる。上記連続焼鈍段階は、再結晶と同時にフェライトとオーステナイト相を形成し、炭素を分解するための工程である。
上記によって製造された冷延鋼板を連続焼鈍処理することが好ましい。上記連続焼鈍処理は、一例として、連続合金化溶融めっき炉で行われることができる。上記連続焼鈍段階は、再結晶と同時にフェライトとオーステナイト相を形成し、炭素を分解するための工程である。
【0097】
上記連続焼鈍処理は、Ａｃ１＋３０℃～Ａｃ３－３０℃の温度範囲で行うことが好ましく、より有利には７７０～８３０℃の温度範囲で行うことができる。
【0098】
上記連続焼鈍時に、その温度がＡｃ３－３０℃未満であると、充分な再結晶が行われないだけでなく、充分なオーステナイトの形成が難しく、焼鈍後に目標レベルのマルテンサイト相とベイナイト相の分率を確保できない。一方、その温度がＡｃ１＋３０℃を超えると、生産性が低下し、オーステナイト相が過剰に形成され、冷却後マルテンサイト相とベイナイト相の分率が大幅に増加して降伏強度が上昇し、延性が減少するため、低降伏比及び高延性の確保が難しくなるという問題がある。また、Ｓｉ、Ｍｎなどの溶融亜鉛めっきの濡れ性を阻害する元素による表面濃化が激しくなり、めっきの表面品質が低下するおそれがある。
【0099】
［段階的冷却］
上記のように、連続焼鈍処理された冷延鋼板を段階的に冷却することが好ましい。
上記のように、連続焼鈍処理された冷延鋼板を段階的に冷却することが好ましい。
【0100】
具体的に、上記冷却は、６３０～６９０℃まで１０℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の平均冷却速度で冷却（このときの冷却を１次冷却という）した後、３５０～４５０℃まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却（このときの冷却を２次冷却という）することが好ましい。
【0101】
「１次冷却」
上記１次冷却時の終了温度が６３０℃未満である場合、低すぎる温度により炭素の拡散活動度が低く、フェライト内の炭素濃度が高くなり、降伏比が増加し、加工時にクラックの発生傾向が高くなる。一方、終了温度が６９０℃を超える場合、炭素の拡散の観点からは有利であるが、後続冷却（２次冷却）時に過度に高い冷却速度が要求されるという欠点がある。また、上記１次冷却時の平均冷却速度が１０℃／ｓを超えると、充分な炭素拡散が起こらなくなる。
上記１次冷却時の終了温度が６３０℃未満である場合、低すぎる温度により炭素の拡散活動度が低く、フェライト内の炭素濃度が高くなり、降伏比が増加し、加工時にクラックの発生傾向が高くなる。一方、終了温度が６９０℃を超える場合、炭素の拡散の観点からは有利であるが、後続冷却（２次冷却）時に過度に高い冷却速度が要求されるという欠点がある。また、上記１次冷却時の平均冷却速度が１０℃／ｓを超えると、充分な炭素拡散が起こらなくなる。
【0102】
なお、上記平均冷却速度の下限は特に限定されないが、生産性を考慮して１℃／ｓ以上で行うことができる。
【0103】
「２次冷却」
上述した条件で１次冷却を完了した後、２次冷却を行うことが好ましいが、このとき、冷却終了温度及び冷却速度を制御することにより、目標とする微細組織を形成するように誘導することができる。
上述した条件で１次冷却を完了した後、２次冷却を行うことが好ましいが、このとき、冷却終了温度及び冷却速度を制御することにより、目標とする微細組織を形成するように誘導することができる。
【0104】
上記２次冷却時の終了温度が３５０℃未満であるか、又は４５０℃を超える場合、ベイナイト相を充分に形成できなくなり、ベイナイト相の周辺に分布する微細残留オーステナイト相を充分に確保できなくなる。これにより、鋼内の各相（ｐｈａｓｅ）の均一な分散効果が得られず、加工性の向上が困難になる。
【0105】
また、上記２次冷却時の平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、パーライト相が形成されるため、ベイナイト相が目標レベルに形成されないおそれがある。一方、上記平均冷却速度の上限は特に限定されず、通常の技術者が冷却設備の仕様を考慮して適宜選択することができる。一例として、１００℃／ｓ以下で行うことができる。
【0106】
さらに、上記２次冷却は、水素ガス（Ｈ２ガス）を用いる水素冷却設備を利用することができる。このように、水素冷却設備を用いて冷却を行うことにより、上記２次冷却時に発生し得る表面酸化を抑制する効果が得られる。
【0107】
一方、上述したように段階的に冷却を行う際には、１次冷却時の冷却速度よりも２次冷却時の冷却速度を速く行うことができる。
【0108】
［保持］
上記のように段階的冷却を完了した後、冷却された温度範囲で３０秒以上保持することが好ましい。
上記のように段階的冷却を完了した後、冷却された温度範囲で３０秒以上保持することが好ましい。
【0109】
上述した２次冷却後に保持工程を行うことにより、ベイナイト相を形成し、形成されたベイナイト相に隣接している未変態オーステナイト相に炭素を濃縮させることができる。これは、後続する工程をすべて完了した後、ベイナイトに隣接した領域に微細な残留オーステナイト相を形成しようとするものである。
【0110】
このとき、保持時間が３０秒未満であると、未変態オーステナイト相に濃縮される炭素量が不充分であり、目標とする微細組織を確保できなくなる。一方、上記保持工程時に、その時間が２００秒を超えると、ベイナイト分率が過度となるため、最終組織として一定分率のマルテンサイト相を確保できなくなるおそれがある。
【0111】
［溶融亜鉛めっき］
上記によって段階的冷却及び保持工程を経た後、鋼板を溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を製造することが好ましい。
上記によって段階的冷却及び保持工程を経た後、鋼板を溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を製造することが好ましい。
【0112】
このとき、溶融亜鉛めっきは通常の条件で行うことができるが、一例として、４３０～４９０℃の温度範囲で行うことができる。また、上記溶融亜鉛めっき時の溶融亜鉛系めっき浴の組成については特に限定されず、純粋な亜鉛めっき浴であってもよく、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ等を含む亜鉛系合金めっき浴であってもよい。
【0113】
［最終冷却］
上記溶融亜鉛めっきを完了した後には、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）－１００℃以下まで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。この過程で鋼板（ここで、鋼板とは、めっき層の下部の母材に該当する）のベイナイト相に隣接した領域において微細な残留オーステナイト相を充分に形成することができる。
上記溶融亜鉛めっきを完了した後には、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）－１００℃以下まで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。この過程で鋼板（ここで、鋼板とは、めっき層の下部の母材に該当する）のベイナイト相に隣接した領域において微細な残留オーステナイト相を充分に形成することができる。
【0114】
上記冷却時、その終了温度がＭｓ－１００℃を超えると、微細マルテンサイト相と適正分率の残留オーステナイト相を充分に確保できなくなり、平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、遅すぎる冷却速度によりマルテンサイト分率が低くなり、目標レベルの強度を確保できなくなる。上記最終冷却時の冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却設備の仕様を考慮して１００℃／ｓ以下で行うことができることを明らかにしておく。
【0115】
上記冷却時に、常温まで冷却しても目標とする組織の確保には問題がなく、ここで、常温とは１０～３５℃程度を示すことができる。
【0116】
必要に応じて、最終冷却の前に、溶融亜鉛系めっき鋼板を合金化熱処理することにより、合金化溶融亜鉛系めっき鋼板が得られる。本発明では、合金化熱処理工程条件については特に制限はなく、通常の条件であれば構わない。一例として、４８０～６００℃の温度範囲で合金化熱処理工程を行うことができる。
【0117】
さらに、必要に応じて、最終冷却された溶融亜鉛系めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を調質圧延することにより、鋼内のフェライトに多量の転位を形成して焼付硬化性をより向上させることができる。
【0118】
このとき、圧下率は１％未満（０％を除く）であることが好ましい。もし、圧下率が１％以上の場合には、転位形成の観点からは有利であるが、設備能力の限界により板破断の発生など、副作用が起こり得る。
【0119】
上記のようにして製造された本発明の鋼板は、微細組織として、面積分率５～２５％のベイナイトと、３％以上の残留オーステナイト、残部フェライト及びマルテンサイトを含むことができる。このとき、上記ベイナイト相の周辺に平均結晶粒サイズが２μｍ以下である残留オーステナイトの個数が全残留オーステナイトの総個数の８０％以上形成されることができる。
【0120】
このような本発明の鋼板は、鋼内の特定の合金元素と引張強度との関係が上述した関係式１を満たすだけでなく、機械的物性が関係式２を満たすことにより、成形性及び加工硬化率の向上を達成することができる。
【0121】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を例示によってより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるものである。
【実施例】
【0122】
（実施例）
下記表１に示す合金組成を有する鋼スラブを作製した後、上記鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲に加熱した後、Ａｒ３＋５０℃～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延した。その後、それぞれの熱間圧延された鋼板を４５０～７００℃で巻き取った後、０．１℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却して熱延鋼板を製造した。
下記表１に示す合金組成を有する鋼スラブを作製した後、上記鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲に加熱した後、Ａｒ３＋５０℃～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延した。その後、それぞれの熱間圧延された鋼板を４５０～７００℃で巻き取った後、０．１℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却して熱延鋼板を製造した。
【0123】
この後、それぞれの熱延鋼板を下記表２に示す圧延条件で冷間圧延して冷延鋼板を製造した後、下記表２に示す条件で連続焼鈍処理してから、段階的冷却（１次及び２次冷却）を行った。２次冷却が完了した後、その温度で３０～２００秒間保持した。
【0124】
その後、４３０～４９０℃の溶融亜鉛めっき浴で亜鉛めっき処理した後、常温に最終冷却した後、１％未満に調質圧延して溶融亜鉛系めっき鋼板を製造した。
【0125】
上記によって製造されたそれぞれの鋼板について微細組織を観察し、機械的特性を評価した後、その結果を下記表３に示した。
【0126】
このとき、それぞれの試験片に対する引張試験はＤＩＮ規格を用いてＬ方向に行い、加工硬化率（ｎ）は、変形率４～６％の区間及び変形率１０～ＵＥ％の区間における加工硬化率の値を測定した。
【0127】
また、微細組織分率は、連続焼鈍処理された鋼板の板厚の１／４ｔ地点で基地組織を分析した。具体的に、ナイタル（Ｎｉｔａｌ）腐食後、ＦＥ－ＳＥＭとイメージ分析器（Ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）、ＥＢＳＤ、ＸＲＤ（Ｘ－ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｏｒ）を用いてフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ、Ｆ）、ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ、Ｂ）、マルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ、Ｍ）、残留オーステナイト（ｒｅｔａｉｎｅｄ－ａｕｓｔｅｎｉｔｅ、Ｒ－Ａ）の分率を測定し、ベイナイト結晶粒界１０μｍ内に存在する微細サイズ（平均結晶粒サイズ２μｍ以下）の残留オーステナイトの占有比を計算した。微細残留オーステナイトの占有比（Ｒ－Ａの占有比、％）を計算するための残留オーステナイトの個数は、ポイントカウント（ｐｏｉｎｔ ｃｏｕｎｔ）法により行った。
【0128】
【表1】
【0129】
【表2】
【0130】
【表3】
【0131】
（表３において、発明鋼１～６は、微細組織のうち、Ｂ、Ｍ、Ｒ－Ａを除く残部組織としてフェライトを含む。一方、比較鋼１～７は、残部組織がフェライトのみからなるか、又はフェライトに一部のパーライトを含む。
また、表３において、Ｒ－Ａの占有比は、全残留オーステナイトの個数（Ｒ－Ａｔ）に対してベイナイト結晶粒界を基準に１０μｍ以内に存在する平均粒度２μｍ以下である微細残留オーステナイトの個数（Ｒ－Ａ＊）の比（Ｒ－Ａ＊／Ｒ－Ａｔ）を百分率で計算して表したものである。
そして、表３において、ＹＳは降伏強度、ＴＳは引張強度、ＵＥは均一伸び率、ＴＥは総伸び率、Ｎ１及びＮ４は当該変形率における加工硬化指数を意味し、関係式２の単位はＭＰａ％である。）
また、表３において、Ｒ－Ａの占有比は、全残留オーステナイトの個数（Ｒ－Ａｔ）に対してベイナイト結晶粒界を基準に１０μｍ以内に存在する平均粒度２μｍ以下である微細残留オーステナイトの個数（Ｒ－Ａ＊）の比（Ｒ－Ａ＊／Ｒ－Ａｔ）を百分率で計算して表したものである。
そして、表３において、ＹＳは降伏強度、ＴＳは引張強度、ＵＥは均一伸び率、ＴＥは総伸び率、Ｎ１及びＮ４は当該変形率における加工硬化指数を意味し、関係式２の単位はＭＰａ％である。）
【0132】
表１～３に示すように、鋼の合金成分系及び製造条件が本発明で提案する範囲を全て満たす発明鋼１～６は、意図する微細組織が形成されることで、引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度を有しながらも、引張強度、伸び率（ＵＥ、ＴＥ）及び加工硬化指数（Ｎ１、Ｎ４）の関係（関係式２に該当）が１４０００以上確保され、目標とする成形性及び加工硬化率を確保することができる。
【0133】
一方、鋼の合金成分系及び製造条件のうち１つ以上の条件が、本発明で提案するところを満たさない比較鋼１～７は、本発明で意図する微細組織が形成されず、これにより関係式２の値が１４０００未満に確保され、成形性及び加工硬化率を確保できないことが確認できる。
【0134】
図１は、発明鋼及び比較鋼の特定の合金元素（Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ）と引張強度の関係（関係式１に該当）による加工硬化指数（Ｎ１、Ｎ４）、伸び率（ＴＥ、ＵＥ）及び引張強度（ＴＳ）間の関係（関係式２に該当）の変化をグラフ化して示したものである。
【0135】
図１に示すように、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉと引張強度との関係を０．２８以上満たす場合、関係式２の値を１４０００以上確保できることが分かる。
【図1】
【国際調査報告】