JP5780171B2 - 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関し、優れた曲げ性を有する高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、自動車などに用いられるめっき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以上の高強度鋼板も用いられるようになってきている。このような高強度鋼板を用いて自動車の車両や部材を形成する方法としては、プレス加工などの曲げ加工が挙げられる。通常、曲げ性は、鋼板の強度を高くするほど悪くなる。このため、高強度鋼板に曲げ加工を行うと、変形部の鋼板内部に亀裂（クラック）が発生したり、鋼板表面でネッキングが発生したりという問題があった。

高強度鋼板の曲げ性を支配する因子としては、（ａ）ネッキングの起こり難さ、（ｂ）鋼板内部での割れ（ボイド）の発生し難さ、が重要であることが知られている（例えば、非特許文献１）。これは、伸びが低い鋼板では、曲げ加工中にネッキングが起こり、変形が局在化することで、曲げ加工性が劣化することが知られていた。
一方では、フェライト及びマルテンサイトよりなる鋼では、マルテンサイトの割れや界面でのボイド形成が原因で、曲げ性が劣位であることが知られていた。この結果、高強度化は伸びの劣化を齎すので曲げ性が悪い。加えて、高強度化は、マルテンサイト体積分率の増加を伴う場合があるので、高強度化は曲げ性の劣化を引き起こしやすい。

鋼板の曲げ性を向上させる技術として、特許文献１には、鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％を超え０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．００３〜０．１０％、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｎ：０．０００４〜０．０１５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物であるとともに、前記鋼板の金属組織がフェライトを面積率で３０〜９５％含有し、残部の第２相がマルテンサイト、ベイナイト、パーライト、セメンタイトおよび残留オーステナイトのうちの１種または２種以上からなり、かつマルテンサイトを含有するときのマルテンサイトの面積率は０〜５０％であり、前記鋼板が粒径２〜３０ｎｍのＴｉ系炭窒化析出物を平均粒子間距離３０〜３００ｎｍで含有し、かつ粒径３μｍ以上の晶出系ＴｉＮを平均粒子間距離５０〜５００μｍで含有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかしながら、析出強化を利用しているため、強度−伸びバランスに劣るという課題を有していた。

また、特許文献２には、曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下およびＮｂ：０．５０％以下の１種または２種をＴｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３（式中のＴｉおよびＮｂは各元素の含有量（単位：質量％）を示す）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から１／２０ｔ深さ位置（ｔ：鋼板の板厚）における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が３００μｍ以下であり、フェライトの面積率が６０％以上であり、フェライトの平均粒径が１．０〜６．０μｍであり、フェライト中に粒径１〜１０ｎｍの析出物を１００個／μｍ２以上含有する鋼組織を有し、引張強度が５４０ＭＰａ以上である溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。しかしながら、主相をフェライトとし、残留オーステナイト体積分率を３％未満と制限しているため、９００ＭＰａ以上の高強度鋼板への適用は難しいという課題を有していた。

また、特許文献３には、延性と曲げ性を両立させた溶融めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２５％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：１．０〜２．６％、Ａｌ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、かつ、ＳｉとＡｌとの関係が１．０％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦１．８％を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、ＴＳ≧５９０（ＴＳ:引張強度（ＭＰａ））、ＴＳ×Ｅｌ≧１７５００（Ｅｌ：全伸び（％））、およびρ≦１．５×ｔ（ρ：限界曲げ半径（ｍｍ）、ｔ：板厚（ｍｍ））を満たす機械特性を有する冷延鋼板の表面に亜鉛を含むめっき層を備えるものが記載されている。しかしながら、鋼板強度が９００ＭＰａ未満と、更なる高強度鋼板への適用は難しかった。

特許文献４には、良好な延性と曲げ性とを具備する冷延鋼板として、質量％で、Ｃ：０5 ．０８〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５％、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．０２〜０．２％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、体積％で、フェライト：１０％以上、ベイナイト：２０〜７０％、残留オーステナイト：３〜２０％およびマルテンサイト：０〜２０％からなるとともに、前記フェライトの平均粒径が１０μｍ以下、前記ベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均粒径が３μｍ以下および前記マルテンサイトの平均粒径が３μｍ以下である鋼組織を有し、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１４０００ＭＰａ・％以上、かつ曲げ試験における最小曲げ半径が１．５ｔ以下（ｔ：板厚）である機械特性を有し、板厚が２．０ｍｍ以上である冷延鋼板が記載され、冷延鋼板の表面にめっきを施すことが記載されている。しかしながら、更なる強度と曲げバランスの向上が必要とされていた。

特許文献５には、曲げ性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％およびＮ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下およびＮｂ：０．５０％以下の１種または２種をＴｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、フェライトの面積率が６０％以上であり、フェライトの平均粒径が１．０〜６．０μｍである鋼組織を有し、合金化溶融亜鉛めっき層は、質量％で、Ｆｅ：８〜１５％およびＡｌ：０．０８〜０．５０％を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が５４０ＭＰａ以上であり、曲げ性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
しかしながら、Ｃの添加量を０．１２％以下と低い範囲に限定しているため、７８０ＭＰａ以下の鋼板には適用できるものの、更なる高強度鋼板への適用は難しいという課題を有していた。また、残留オーステナイトの面積率を３％未満としているため、延性が低いという課題も有していた。

特許文献６には、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．７５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０８０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．２０％、Ｃｒ：０．３〜１．３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、鋼組織が、体積率で３０〜７０％のフェライト、３％未満の残留オーステナイト、および残部のマルテンサイトからなり、マルテンサイトのうちの２０％以上が焼戻しマルテンサイトである下地鋼板上に溶融亜鉛めっき層を有するものが記載されている。しかしながら、残留オーステナイトの体積率を３％未満と制限しているため、曲げ性に優れるものの均一伸びが低いという課題を有していた。その結果、曲げ加工においても、厚い板を曲げ加工する場合、鋼板表面にネッキングに起因した割れが生じる懸念がある。

特許文献７には、曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板として、ｗｔ％で、Ｃ：０．１２〜０．３０％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる鋼であって、表層部にＣ：０．１ｗｔ％以下の軟質層を片面で３〜１５ｖｏｌ％両面に有し、残部が１０ｖｏｌ％未満の残留オーステナイトと低温変態相あるいはさらにフェライトとの複合組織からなるものが記載されている。しかしながら、鋼板表層の軟質層を形成するために、熱間圧延後と冷間圧延後に合計２回の脱炭焼鈍を行わねばならず製造性に劣るという課題を有していた。

特開２００７−１６３１９号公報 特開２００９−２１５６１６号公報 特開２００９−２７０１２６号公報 特開２０１０−５９４５２号公報 特開２０１０−６５２６９号公報 特開２０１０−７０８４３号公報 特開平５−１９５１４９号公報

長谷川ら：CAMP-ISIJ Vol.20(2007)p437

以上のように、従来の技術では、特に高強度鋼板に曲げ加工を行った場合に、十分な曲げ性が得られないため、より一層曲げ性を向上させることが要求されている。このような現状に鑑み、本発明は、優れた曲げ性を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、曲げ加工を行うことにより変形部に発生する鋼板内部の亀裂、鋼板表面のネッキングを防止することにより、優れた曲げ性の得られる引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。
その結果、本発明者らは、所定の化学成分を有し、鋼板組織を所定の組織へと制御した上で、脱炭処理を施すことで鋼板表層を軟化することが出来、引張最大強度９００ＭＰａ以上高強度鋼板であっても、あたかも、低強度の鋼板であるかのような優れた曲げ性を得ることが出来ることを明らかにした。この効果は、鋼板表層の硬度と１／４厚の硬度の比「（表層の硬度）／（１／４厚の硬度）」が０．３５〜０．９０とすることで得られる。

加えて、鋼板組織が、体積分率で３〜２０％の残留オーステナイトを含有することで、ネッキング起因の割れも抑制でき、更なる曲げ性の向上が得られる。特に、曲げ加工は、表層ほど歪が大きくなることから、表層と鋼板内部の硬さを表記範囲内にすることで大きな曲げ性の改善効果が得られる。
本発明は、かかる知見に基づいて完成させたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０７５〜０．３００％、
Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、
Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、
Ｐ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００１〜１．５００％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、引張最大強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板であって、その組織が、体積分率で、主相としてベイナイトを５０％以上含有し、３〜３０％の残留オーステナイトを含有するものであり、鋼板表層の硬度（Ｈｖs）と鋼板の１／４厚の硬度（Ｈｖｂ）の比（Ｈｖs／Ｈｖｂ）が０．３５〜０．９０であることを特徴とする曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。

（２）前記鋼板組織が、フレッシュマルテンサイトを１５％以下に制限されるものであることを特徴とする前記（１）に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
（３）前記母材鋼板がさらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｖ：０．００５〜０．１５０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
（４）前記母材鋼板がさらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
（５）前記母材鋼板がさらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００質量％含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。

（６）前記（１）〜（５）いずれかに記載の冷延鋼板の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されていることを特徴とする曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
（７）前記（１）〜（５）いずれかに記載の冷延鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層を有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（８）前記（１）〜（５）いずれかに記載の冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（９）前記（１）〜（５）いずれかに記載の冷延鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（１０）前記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されていることを特徴とする前記（７）〜（９）いずれかに記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。

（１１）前記（１）、（３）〜（５）のいずれかに記載の化学成分を有するスラブを１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上の仕上げ熱延温度で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延後に、３０〜８０％の圧下率で冷間圧延した後、（Ａｃ３変態点−２０）℃〜（Ａｃ３変態点＋１００）℃の温度域で、かつ、水分圧と水素分圧の比の対数ｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が−３．０〜０．０の雰囲気で２０秒〜６００秒焼鈍を行った後、７００〜５００℃間を０．５〜５００℃/秒の冷却速度にて、３００〜５００℃に冷却し、続いて３００〜５００℃の温度範囲で１０〜１０００秒間の保持を行うことを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

（１２）前記（１１）に記載の製造方法で製造した冷延鋼板の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与する工程を行うことを特徴とする前記（６）に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

（１３）前記（１１）に記載の製造方法で製造した冷延鋼板の表面に電気亜鉛めっきを施すことを特徴とする前記（７）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１４）前記（１１）に記載の製造方法にしたがってスラブを熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍した後の冷却に続いて３００〜５００℃の温度範囲で、１０〜１０００秒間の保持を行った後、さらに、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱あるいは、冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、冷却することを特徴とする請求項８に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１５）前記（１１）に記載の製造方法にしたがってスラブを熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍した後の冷却に続いて３００〜５００℃の温度範囲で、１０〜１０００秒間の保持を行った後、さらに、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱あるいは、冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに４６０℃以上の温度で合金化処理を施した後、冷却することを特徴とする請求項９に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（１６）前記（１４）または（１５）に記載の製造方法で製造した亜鉛めっき鋼板の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与する工程を行うことを特徴とする前記（１０）に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、優れた曲げ性を有する引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板または亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法を提供できる。

本発明は、鋼板の化学成分を特定のものとし、かつ鋼板組織を特定の組織へと制御した上で、脱炭処理を施して鋼板表層を軟化することで、引張最大強度が９００ＭＰａ以上とした上で、さらに曲げ性に優れた高強度鋼板としたものである。

本発明で曲げ性に優れた鋼板とは、９０度Ｖ曲げ試験にて、最小限界曲げ半径が１．０Ｒ以下のものを曲げ性に優れた鋼板と定義した。なお、本発明の鋼板は、曲げ加工時のネッキング抑制のために用いている残留オーステナイトは、引張試験やプレス加工時にもネッキング抑制を齎すことから、本発明の鋼は、伸びも良好であった。

（鋼の化学組成）
まず、本発明の冷延鋼板または亜鉛めっき鋼板を構成する鋼の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明における％は、質量％を表す。

「Ｃ：０．０７５〜０．３００％」
Ｃは、母材鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Ｃの含有量が０．３００％を超えると溶接性が不十分となる。溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．２８０％以下であることが好ましく、０．２６０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５％未満であると強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが出来ない。強度を高めるため、Ｃの含有量は０．０９０％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。

「Ｓｉ：０．３０〜２．５０％」
Ｓｉは、脱炭反応を促進させ、鋼板表層の軟化を招くことから最も重要な添加元素である。このことから、０．３０以上添加する必要がある。しかし、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると母材鋼板が脆化し、延性が劣化する。延性の観点から、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．３０％未満では粗大な鉄系炭化物が多量に生成し、残留オーステナイトを３〜３０％とすることが出来ず、伸びが低下してしまう。この観点から、Ｓｉの下限値は０．５０％以上であることが好ましく、０．７０％以上がより好ましい。加えて、Ｓｉは、母材鋼板における鉄系炭化物の粗大化を抑制し、強度と成形性を高めるために必要な元素である。また、固溶強化元素として、鋼板の高強度化に寄与するため添加する必要がある。

「Ｍｎ：１．３０〜３．５０％」
Ｍｎは、母材鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると母材鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じ、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると溶接性も劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点から、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が１．３０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなる。このことから、Ｍｎの含有量を１．３０％以上とする必要がある。Ｍｎの含有量は、さらに強度を高めるために、１．５０％以上であることが好ましく、１．７０％以上であることがより好ましい。

「Ｐ：０．００１〜０．０５０％」
Ｐは母材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０．０５０％を超えると溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量を０．０５０％以下に限定した。Ｐ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、Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．００１％を下限値とする。

「Ｓ：０．０００１〜０．０１００％」
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０．０１００％以下とした。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成して延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。Ｓ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、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とする。

「Ａｌ：０．００１〜１．５００％」
Ａｌは、脱炭反応を促進させ、鋼板表層の軟化を招くことから重要な添加元素である。このことから、添加しても良い。しかし、Ａｌの含有量が１．５００％を超えると溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を１．５００％とする。この観点から、Ａｌの含有量は１．２００％以下とすることが好ましく、０．９００％以下とすることがより好ましい。また、Ａｌは脱酸材としても有効な元素であるが、Ａｌの含有量が０．００１％未満では脱酸材としての効果が十分に得られないことから、Ａｌの含有量の下限を０．００１％以上とする。脱酸の効果を十分に得るにはＡｌ量は０．００３％以上とすることが好ましい。

「Ｎ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、添加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。また、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０．０００１％未満にすると、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１％を下限値とする。

「Ｏ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｏは、酸化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％以下とした。Ｏの含有量は０．００８０％以下であることが好ましく０．００６０％以下であることがさらに好ましい。Ｏ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、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とした。

本発明の高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、以上の元素を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる組成を基本とするが、鋼板は更に、必要に応じて、以下に示す元素を含んでいてもよい。

「Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％」
Ｔｉは、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、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％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ため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．１２０％以下であることがより好ましく、０．１００％以下であることがさらに好ましい。Ｔｉ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、Ｔｉによる強度上昇効果を十分に得るにはＴｉの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。母材鋼板の高強度化には、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。

「Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％」
Ｎｂは、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、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１５０％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ため、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．１２０％以下であることがより好ましく、０．１００％以下であることがさらに好ましい。Ｎｂ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、Ｎｂによる強度上昇効果を十分に得るにはＮｂの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。母材鋼板の高強度化には、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。

「Ｖ：０．００５〜０．１５０％」
Ｖは、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、母材鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．１５０％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ため、Ｖの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。Ｖ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、Ｖによる強度上昇効果を十分に得るにはＶの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。

「Ｂ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｂは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下する。このことから、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。生産性の観点から、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。Ｂ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、Ｂによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。高強度化には、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。

「Ｃｒ：０．０１〜２．００％」
Ｃｒは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｒ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、Ｃｒによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。

「Ｎｉ：０．０１〜２．００％」
Ｎｉは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｎｉ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、Ｎｉによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｃｕ：０．０１〜２．００％」
Ｃｕは微細な粒子として鋼中に存在することで強度を高める元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｕ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、Ｃｕによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。

「Ｍｏ：０．０１〜１．００％」
Ｍｏは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下する。このことから、Ｍｏの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏ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、Ｍｏによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。

「Ｗ：０．０１〜１．００％」
Ｗは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下することから、Ｗの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｗ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、Ｗによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。

「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００％」
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．５０００％を超えると、却って延性を損なう恐れがある。このため、各元素の含有量の合計は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、母材鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点から、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。
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されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、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。

（鋼板組織）
次に、鋼板組織を規定した理由について説明する。

「ベイナイト：５０％以上」
ベイナイトは、強度と曲げ性のバランスに優れた組織であり、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するためには、主相とするベイナイトの体積分率を５０％以上とする必要がある。体積分率が５０％未満では、９００ＭＰａ以上の強度を確保するのが困難であるとともに、曲げ性が劣化することから好ましくない。更には、体積分率を６０％以上とすることが、より好ましい。

「残留オーステナイト：３〜３０％」
鋼板の組織は、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で３〜３０％の残留オーステナイトを含有する。残留オーステナイトは、延性を大きく向上させることで、曲げ加工時に発生するネッキング抑制に効果がある。一方で、残留オーステナイトは、破壊の起点となって曲げ性を劣化させる。このため、亜鉛めっき鋼板では、母材鋼板の組織に含まれる残留オーステナイトを体積分率で３〜３０％に制限する。

「フレッシュマルテンサイト：１５％以下」
鋼板の組織は、上述の残留オーステナイトの他に、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、フレッシュマルテンサイトを１５％以下に制限することが必要である。本発明の鋼板（亜鉛めっき鋼板の場合は母材鋼板）の組織がこのような組織を有するものである場合、９００ＭＰａ以上の強度と優れた曲げ性を有する高強度鋼板となる。
フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって曲げ性を大きく劣化させるため、母材鋼板の組織に体積分率で１５％以下に制限することが好ましい。曲げ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることが更に好ましい。 フレッシュマルテンサイトとは、鉄基炭化物を含まないマルテンサイトであり、非常に硬くて脆い。この結果、曲げ加工を行った場合、割れの起点となり曲げ性を大幅に劣化させてしまう。このことから、体積率は出来るだけ小さくすることが望ましい。

上記鋼板組織に加え、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、パーライト、セメンタイトの１種以上を含んでもよい。以下に説明する範囲であれば、本発明の目的を達成することができる。

「焼戻しマルテンサイト：４７％以下」
焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、母材鋼板の組織に体積分率で４７％以下含まれていてもよい。焼き戻しマルテンサイトとは、マルテンサイトを２００〜５００℃で保持することで、θ、ε、η等の鉄基炭化物を析出させたマルテンサイトであり、フレッシュマルテンサイトに比べ、割れの発生の原因となり難い。このことから、焼き戻しマルテンサイトを含有しても良い。しかしながら、体積分率が４７％超となると、過度に降伏応力が高くなりすぎてしまい形状凍結性が劣化するため、体積分率は４７％以下とする必要がある。

「フェライト：３０％以下」
フェライトは、延性の向上に有効な組織であり、母材鋼板の組織に体積分率で３０％以下含まれても良い。また、フェライトは軟質な組織であるため、体積分率が３０％を超えると十分な強度が得られない場合がある。このことから、フェライト体積分率は、３０％以下とする必要がある。

「パーライト：５％以下」
パーライトが多くなると、延性が劣化する。このことから、母材鋼板の組織に含まれるパーライトの体積分率は、５％以下であることが好ましく、３％以下であることがより好ましい。

「その他」
その他の組織として、粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、母材鋼板の組織中に粗大なセメンタイトが多くなると、曲げ性が劣化する。このことから、母材鋼板の組織に含まれる粗大なセメンタイトの体積分率は、１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。粗大なセメンタイトとは、公称粒径で２μｍ以上のセメンタイトを意味する。セメンタイトは、鉄に比べてもろく、鉄とセメンタイトの界面強度も小さいことから、曲げ成形中に割れやボイド形成の起点となり、曲げ性を劣化させる。このことから、粗大なセメンタイトの体積率は小さくする必要がある。一方、ベイナイト組織や焼き戻しマルテンサイト中に含まれる微細な鉄基炭化物は、曲げ性を劣化させないことから含有しても良い。

以上のような各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。
残留オーステナイトの体積分率は、母材鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線回折を行い、面積分率を算出し、それを持って体積分率と見なすことができる。
また、フェライト、パーライト、ベイナイト、セメンタイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの体積分率は、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）で観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率と見なすことができる。
なお、各組織の体積分率の測定位置を、表面から１／４厚、１／８厚〜３／８厚としたのは、鋼板表層は脱炭が原因で鋼板組織が１／８厚〜３／８厚と異なっており、板厚中心もＭｎ偏析が原因でマルテンサイトを多く含む組織となり、他の位置と鋼板組織が大きく異なるためである。

（鋼板の硬度比）
次に、鋼板表層の硬度と前記母材鋼板の１／４厚の硬度の比を規定した理由について説明する。

本発明者らは、前記のような化学成分と組織を有する鋼板に、脱炭処理を施して鋼板表層を軟化することにより、優れた曲げ性を得ることができることを見出した。すなわち、鋼板の表層の硬度Ｈｖｓと母材鋼板の１／４厚の硬度Ｈｖｂの比「Ｈｖｓ／Ｈｖｂ」を、０．３５〜０．９０とすることで、優れた曲げ性が得られる。
この硬度比を０．３５以上としたのは、硬度比が０．３５未満とすると鋼板が軟化しすぎてしまい９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなるためである。一方、０．９０超では、本発明の効果である曲げ性向上の効果が得られないためである。

なお、ここで用いられる「硬度」は、鋼板表層と鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における板厚の１／４の位置とで、ビッカース硬度試験機を用いて押込み荷重１０ｇ重でそれぞれ１０点づつ硬度を測定し、その平均値をそれぞれの硬度とした。

本発明者らは、硬度と曲げ性の関係を調査するにあたって、予備試験として、曲げ性と鋼板特性の関係を調査したところ、１／８厚〜３／８厚の範囲であれば、平均硬度は位置に依らないこと、及び、板厚中心（１／２厚）では、Ｍｎの中心偏析が原因で鋼板組織が異なり、１／８厚〜３／８厚の位置とは、平均硬度も異なることを見出した。このことから、鋼板母材の硬度を代表可能な１／４の位置での硬さを母材の硬さ（Ｈｖｂ）とした。

一方、脱炭条件と鋼板表層の硬さの関係を調査したところ、脱炭が進めば進むほど、鋼板表層の硬度は低下するとともに軟化した領域が板厚方向に広がっていくこと、鋼板表面からある深さ位置での硬度を測定することで、軟化層の厚みや軟化度合いを代表できることを見出した。このことから、鋼板表面から２０μｍ位置の硬度を測定し、めっき鋼板であれば、めっき層/地鉄界面から２０μｍ位置の硬度を測定し、鋼板表層の硬度（Ｈｖｓ）とした。

ここで測定位置を表面から２０μｍとしたのは、次の理由による。
軟化位置では、鋼板硬度がＨｖ１００〜４００であり、圧痕サイズが８〜１３μｍ程度となり、測定位置が鋼板表面に近すぎる場合は、正確な硬度測定が難しかった。一方、測定位置が鋼板表面から離れすぎると、軟化層が含まれないことから、曲げ性と鋼板表層の硬度の間の関係を正確に求めることが出来なかった。このことから、測定値を２０μｍ位置とした。
なお、鋼板表層の硬度測定にあたっては、研磨時の鋼板表面のダレを防止するため、鋼板に当て板を行い樹脂埋め込みした後、研磨、硬度測定を行うとよい。

（鋼板の形態）
本発明の高強度鋼板は、鋼板表層の硬さが上記範囲を満たす限り、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びに電気亜鉛めっき鋼板のいずれであってもよい。
亜鉛めっき層としては、特に限定されず、例えば、溶融亜鉛めっき層としては、Ｆｅを７質量％未満含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなるものなどが、合金化溶融亜鉛めっき層としては、Ｆｅを７〜１５質量％含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなるものなどが使用できる。
また、亜鉛めっき層は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであってもよい。合金化亜鉛めっき層が、上記の元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであっても、本発明の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。

さらに、本発明の高強度鋼板は、冷延鋼板の表面あるいは亜鉛めっき鋼板のめっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜層を有するものであってもよい。
リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、鋼板の表面や合金化亜鉛めっき層を保護することができる。

（鋼板の製造方法）
次に、本発明の高強度鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
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。熱間圧延に供するスラブは、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。されに、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスを用いてもよい。

スラブの熱間圧延において、スラブ加熱温度は、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度を確保するため、また、スラブ加熱温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の母材鋼板の形状不良を招いたりする懸念があるため、１０５０℃以上にする必要がある。スラブ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、スラブ加熱温度の上限は１３５０℃以下とすることが望ましい。

熱間圧延は、Ａｒ３変態点温度以上の仕上げ圧延温度で完了する必要がある。仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ると、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り、冷間圧延工程及び連続焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、延性や曲げ性に劣る鋼板となる。
一方、仕上げ圧延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が、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加熱温度を過度に高温にしなければならない。このことから、仕上げ圧延温度の上限温度は、１１００℃以下とすることが望ましい。

なお、Ａｒ３変態点（℃）は、各元素の含有量（質量％）を用いた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）＋５２×Ａｌ

熱間圧延の巻き取り温度は、熱延鋼板の表面に形成される酸化物の厚さが過度に増大して、酸洗性が劣化することを防止するため、７５０℃以下とする。酸洗性をより一層高めるために、巻き取り温度は７２０℃以下であることが好ましく、７００℃以下であることがさらに好ましい。
一方、巻き取り温度が４００℃未満となると熱延鋼板の強度が過度に高まり、冷間圧延が困難となるため、巻き取り温度は４００℃以上とすることが望ましい。冷間圧延の負荷を軽減するため、巻き取り温度は４２０℃以上とすることが好ましい。ただし、４００℃未満で巻き取ったとしても、その後、箱型炉にて焼鈍を行い、熱延板の軟化処理を行うことで、冷間圧延が可能となることから、４００℃未満で巻き取っても構わない。

次に、このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行うことが好ましい。酸洗は、熱延鋼板の表面の酸化物を除去するものであることから、母材鋼板のめっき性向上のために重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。

酸洗後の熱延鋼板は、板厚の調整や形状矯正を目的として冷間圧延される。冷間圧延は、板厚精度が高く優れた形状を有する母材鋼板を得るために、圧下率を３０〜８０％の範囲とすることが好ましい。圧下率が３０％未満であると、形状を平坦に保つことが困難であり、最終製品の延性が劣悪となる恐れがある。冷間圧延における圧下率は３５％以上であることが好ましく、４０％以上であることがより好ましい。一方、圧下率が８０％を超える圧下率では、冷延荷重が大きくなりすぎて冷延が困難となる。このことから、圧下率は８０％以下であることが好ましい。ただし、冷延率８０％を超えて冷間圧延を行ったとしても本発明の効果である優れた曲げ性を得ることはできる。
なお、冷間圧延工程において、圧延パスの回数、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は発揮される。

次に、得られた冷延鋼板を、焼鈍ラインを通板させて、（Ａｃ３変態点−２０）℃〜（Ａｃ３変態点+１００）℃の温度域で焼鈍を行う。曲げ性に優れた鋼板を得るためには、焼鈍中に表層の脱炭処理を行い、鋼板表層を軟化させる必要がある。脱炭処理とは、焼鈍の際の炉内雰囲気を下記範囲にすることで、鋼板表層に含まれるＣを大気中へと拡散さ、鋼板表層のＣ濃度を低下させ、硬質組織の分率を低下させる処理である。

本発明では、焼鈍の際の炉内雰囲気をｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が−３．０〜０．０の範囲として、脱炭を行う。雰囲気ガスの水分圧と水素分圧の比の対数を−３．０〜０．０とすることで、焼鈍を行うことによる冷延鋼板表層からの脱炭を適度に促進できる。
水分圧と水素分圧の比の対数が−３．０未満であると、焼鈍を行うことによる冷延鋼板表層からの脱炭が不十分となる。脱炭を促進するために、水分圧と水素分圧の比の対数は、−２．５以上であることが好ましい。一方、水分圧と水素分圧の比の対数が０．０超であると、焼鈍を行うことによる冷延鋼板表層からの脱炭が過度に促進されて、鋼板の強度が不十分となる恐れがある。鋼板の強度を確保するために、水分圧と水素分圧の比の対数は、−０．３以下であることが好ましい。
また、焼鈍を行う際の雰囲気は、窒素と水蒸気と水素とを含み、窒素を主体とするものであることが好ましく、窒素と水蒸気と水素の他に、酸素が含まれていてもよい。

また、焼鈍の際の温度域を（Ａｃ３変態点−２０）℃〜（Ａｃ３変態点+１００）℃とするのは、焼鈍時のオーステナイト体積率を高め、鋼板組織をベイナイトを主相とする組織とするためである。
焼鈍温度が（Ａｃ３変態点−２０）℃未満では、焼鈍時に形成したオーステナイトの体積率が小さく、ベイナイトの体積分率を５０％以上とすることが出来ず、強度と曲げ性のバランスに劣る。このことから、焼鈍温度の下限を（Ａｃ３変態点−２０）℃とした。一方で、焼鈍温度が過度に高温になりすぎると、経済的に好ましくないばかりでなく、ロールや製造設備の劣化が顕著となるので、焼鈍温度は、（Ａｃ３変態点+１００）℃以下とすることが望ましい。ただし、経済性を除く効果である優れた曲げ性を得ることができる。

なお、Ａｃ３変態点（℃）は、各元素の含有量（質量％）を用いた次の式により計算する。
Ａｃ３＝９１０−２０３×（Ｃ）^0.5−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ
＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ
＋４００×Ａｌ＋４００×Ｔｉ

本発明において、上記の焼鈍温度および雰囲気での滞留時間は、２０秒〜６００秒とする。上記の滞留時間が２０秒未満であると、硬質組織分率が少なくなりすぎてしまい９００ＭＰａ以上の高強度を確保することが難しい。即ち、オーステナイトは、炭化物が溶解することで形成するものの、溶解にはある程度の時間を要する。２０秒未満の焼鈍では、炭化物が溶解する時間が不足し、十分な量のオーステナイトを確保することが出来ない。その結果、９００ＭＰａ以上の強度を確保することが難しい。そのことから、焼鈍温度時間の下限を２０秒とした。一方で、６００秒超の滞在は、その効果が飽和するばかりでなく、生産性の劣化を招くことから好ましくない。このことから、焼鈍温度の上限は、６００秒とした。

焼鈍後の冷却は、７００℃〜５００℃の温度範囲での平均冷却速度が０．５℃／秒以上とするのが望ましい。この温度範囲での平均冷却速度が０．５℃／秒未満であると、この温度範囲での滞在時間が長時間となってフェライトやパーライトが多量に生成される。このため、９００ＭＰａ以上の強度を確保することが難しくなる。一方、５００℃／秒を上回る冷却速度では、過度の設備投資を必要とするばかりでなく、板内の温度バラツキの増大等を招く懸念がある。

続く冷却過程で、３００〜５００℃の温度範囲で１０〜１０００秒間の保持を行う。保持の温度範囲を、３００〜５００℃とするのは、この温度域でベイナイト変態が最も早く進行するためである。
保持温度が３００℃未満では、ベイナイト変態の進行が遅く、オーステナイト中へのＣの濃化が十分起こらないため、引き続く冷却過程でオーステナイトがマルテンサイトへと変態してしまう。この結果、残留オーステナイト体積率を３％以上とすることが出来ないばかりか、フレッシュマルテンサイト体積率が１５％超となってしまう。この結果、曲げ性に劣る。
一方保持温度が５００℃超では、ベイナイト変態の進行が遅く、その体積率を５０％超とするのが難しいとともに、パーライト組織が形成し、強度を大幅に低下させることから好ましくない。このことから、冷却停止温度と保持温度は、３００〜５００℃とする。

また、保持時間を１０〜１０００秒保持としたのは、十分な量のベイナイト変態を起こさせるためである。保持時間が、１０秒未満では、体積率５０％以上のベイナイト組織を得ることが出来ない。一方、１０００秒以下としたのは、過度の保持は生産性を低下させることから好ましくない。

なお、本発明で言う保持とは、鋼板が冷却途中で上記の温度域で上記の時間の間滞在することを意味する。したがって、冷却を一旦停止して等温で保持する場合のみを意味するのではなく、この温度域での除加熱や除冷を含む。

溶融亜鉛めっき鋼板の製造にあたっては、脱炭処理と３００〜５００℃までの冷却と保持を行った後、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱、あるいは、冷却を行い溶融亜鉛めっき浴へ浸漬させ、めっきを行う。
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良い。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。６００℃を超えると、オーステナイト中に炭化物が析出してしまい、オーステナイトが分解するため、７００ＭＰａ以上の強度と良好な曲げ性の確保が難しくなるので、これが上限である。

冷延鋼板の表面の亜鉛めっきは、上述の溶融亜鉛めっきで行ったものに限らず、電気めっきで行っても構わない。その場合には常法に従って行えばよい。

また、表面の潤滑などを目的に、本発明の冷延鋼板の表面や亜鉛めっき鋼板のめっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与しても構わない。

なお、前述の焼鈍後等にスキンパス圧延を行うこともできる。その際の圧下率は、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％を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良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。

本発明を、実施例を用いてさらに詳しく説明する。
表１に示すＡ〜Ｖ、ａ〜ｄの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、スラブ加熱温度１２３０℃に加熱した後、表２−１、２の条件で熱間圧延を行った。その後、熱延板を酸洗した後、表２−１〜３の冷延率で１．２ｍｍまで冷間圧延を行い、冷延鋼板とした。その後、表２−１〜３の条件で焼鈍を行い脱炭処理を施した後、種々の温度に冷却を行い高強度冷延鋼板を製造した。なお、表２、３では、表１の鋼に試料番号を付けて鋼種としている。
溶融めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造にあたっては、冷却-保持を施した鋼板を、亜鉛めっき浴に浸漬し、その後室温まで冷却した。めっき浴中のめっき浴中の有効Ａｌ濃度は、０．０７〜０．１７ｍａｓｓ％の範囲とした。一部の鋼板については、亜鉛めっき浴に浸漬後、各条件にて合金化処理を行い、室温まで冷却した。その際の目付け量としては、両面とも約３５ｇ／ｍ²とした。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。

一部の高強度冷延鋼板は、脱脂後、電気亜鉛めっきした。めっき条件は、５０℃、８重量％の硫酸溶液中で電流密度を１５Ａ／ｄｍ^２として、約１２秒間電解酸洗した後、下記の３種のめっき浴（Ｚｎめっき、Ｚｎ−ＮｉめっきおよびＺｎ−Ｃｏめっき）で、付着量が３０ｇ／ｍ２および６０ｇ／ｍ^２となるように、めっきを施した。めっき浴温度：５０±２℃、電流密度：６０Ａ／ｄｍ^２、めっき液の流速：１ｍ／秒とした。

曲げ性の評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に基づき、得られた鋼板を圧延方向に垂直な方向に鋼板を切り出し、端面を機械研削し、３５ｍｍ×１００ｍｍの試験片を作製し、先端のＲが０．５〜６ｍｍの９０°のダイとパンチを用いて９０度Ｖ曲げ試験を行うことにより実施した。曲げ試験後のサンプル表面をルーペで観察し、割れやネッキングがない、最小曲げ半径を限界曲げ半径と定義した。限界曲げ半径が１ｍｍ以下の鋼板を曲げ性に優れる鋼板と定義した。
また、得られた鋼板から試料を作成して、先述の方法で鋼板組織と硬度を測定した。また、引張り試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して実施した。

結果を表３−１〜３に示す。なお、表３で、鋼板の欄は、鋼板の形態を示し、ＣＲ：冷延鋼板、ＧＩ：溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡ：溶融亜鉛めっき鋼板、ＥＧ：電気亜鉛めっき鋼板をそれぞれ示す。
本発明の条件を満たすものは、９００ＭＰａ以上の引張最大強度と良好な曲げ性を両立している。強度（ＴＳ）−全伸び（Ｅｌ）のバランス（ＴＳ×El）も１８０００（ＭＰａ・％）以上と良好であった。

本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する曲げ性に優れた高強度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 (16)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０７５〜０．３００％、
   Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、
   Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、
   Ｐ：０．００１〜０．０５０％、
   Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ａｌ：０．００１〜１．５００％、
   Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ｏ：０．０００１〜０．０１００％
   を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、引張最大強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板であって、その組織が、体積分率で、主相としてベイナイトを５０％以上含有し、３〜３０％の残留オーステナイトを含有するものであり、鋼板表層の硬度（Ｈｖs）と鋼板の１／４厚の硬度（Ｈｖｂ）の比（Ｈｖs／Ｈｖｂ）が０．３５〜０．９０であることを特徴とする曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
2. 前記鋼板組織が、フレッシュマルテンサイトを１５％以下に制限されるものであることを特徴とする請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
3. 前記鋼板がさらに、質量％で、
   Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、
   Ｖ：０．００５〜０．１５０％
   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に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
4. 前記鋼板がさらに、質量％で、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
   Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
   Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
   Ｗ：０．０１〜１．００％
   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１〜３のいずれか１項に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
5. 前記鋼板がさらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００質量％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
6. 請求項１〜５いずれか１項に記載の冷延鋼板の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されていることを特徴とする曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
7. 請求項１〜５いずれか１項に記載の冷延鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層を有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
8. 請求項１〜５いずれか１項に記載の冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
9. 請求項１〜５いずれか１項に記載の冷延鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
10. 前記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されていることを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
11. 請求項１、３〜５のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上の仕上げ熱延温度で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延後に、３０〜８０％の圧下率で冷間圧延した後、（Ａｃ３変態点−２０）℃〜（Ａｃ３変態点＋１００）℃の温度域で、かつ、水分圧と水素分圧の比の対数ｌｏｇ（水分圧／水素分圧）が−３．０〜０．０の雰囲気で２０秒〜６００秒焼鈍を行った後、７００〜５００℃間を０．５〜５００℃/秒の冷却速度にて、３００〜５００℃に冷却し、続いて３００〜５００℃の温度範囲で１０〜１０００秒間の保持を行うことを特徴とする請求項１〜５のいずれか1項に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
12. 請求項１１に記載の製造方法で製造した冷延鋼板の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与する工程を行うことを特徴とする請求項６に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
13. 請求項１１に記載の製造方法で製造した冷延鋼板の表面に電気亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項７に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
14. 請求項１１に記載の製造方法にしたがってスラブを熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍した後の冷却に続いて３００〜５００℃の温度範囲で、１０〜１０００秒間の保持を行った後、さらに、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱あるいは、冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、冷却することを特徴とする請求項８に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
15. 請求項１１に記載の製造方法にしたがってスラブを熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍した後の冷却に続いて３００〜５００℃の温度範囲で、１０〜１０００秒間の保持を行った後、さらに、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱あるいは、冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに４６０℃以上の温度で合金化処理を施した後、冷却することを特徴とする請求項９に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
16. 請求項１４または１５に記載の製造方法で製造した亜鉛めっき鋼板の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与する工程を行うことを特徴とする請求項１０に記載の曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。