JP4700764B2 - 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法に関する。
本願は、２００８年３月２７日に出願された日本国特許出願第２００８−０８３３５７号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、自動車分野においては、衝突時に乗員を保護するような機能の確保と、燃費向上を目的とした軽量化とを両立させるために、高強度鋼板が適用されている。特に、衝突安全性確保に関しては、その安全意識の高まりに加え、法規制の強化から、これまで低強度の鋼板しか用いられてこなかったような複雑形状を有する部品にまで、高強度鋼板を適用しようとするニーズがある。このためには高い強度の鋼板においても優れた穴広げ性が要求される。

自動車の部材の多くは、スポット溶接、アーク溶接、レーザー溶接等の溶接によって接合されるため、車体としての衝突安全性を高める上では、衝突時にこれら接合部で破断しないことが求められる。すなわち、衝突時に溶接部で破断すると、鋼板の強度が十分であっても、衝突エネルギーを十分に吸収することができず、所定の衝突エネルギー吸収性能を得ることができない。

そこで、自動車部品は、スポット溶接、アーク溶接、レーザー溶接等の優れた継ぎ手強度を兼備することが求められている。しかしながら、鋼板の高強度化に伴って、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の含有量が増加し、それに伴い溶接部強度が低下するという問題点があり、含有する合金元素量を極力増やさずに高強度化させることが望まれていた。

例えば、スポット溶接部強度を評価する指標としては、ＪＩＳ Ｚ ３１３６やＪＩＳＺ ３１３７といった溶接部に剪断応力を付与する剪断引張強度（ＴＳＳ）と、剥離方向に応力を付与する十字引張強度（ＣＴＳ）がある。このうち、ＴＳＳは、鋼板強度と共に増加するものの、ＣＴＳは、鋼板強度が増加しても増加しないことが知られている。その結果、ＴＳＳとＣＴＳの比である延性比は、合金添加量の増加、すなわち、高強度化と共に低下する。このようにＣ含有量の高い高強度鋼板のスポット溶接性には課題があることが知られている（非特許文献１）。

一方で、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、複雑形状を有する部材へ高強度鋼板を適用するにあたっては、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。単に成形性と言っても、自動車部材のような複雑形状を有する部材に適用するにあたっては、例えば、延性、張り出し成形性、曲げ性、穴拡げ性、伸びフランジ性の異なる成形性を同時に具備することが求められる。

延性や張り出し成形性は、加工硬化指数（ｎ値）と相関があることが知られており、ｎ値が高い鋼板が成形性に優れる鋼板として知られている。例えば、延性や張り出し成形性に優れる鋼板として、鋼板組織がフェライト及びマルテンサイトからなるＤＰ（Dual Phase）鋼板や、鋼板組織中に残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ（Transformation Induced Plasticity）鋼板がある。

一方、穴拡げ性に優れる鋼板としては、鋼板組織を析出強化したフェライト単相組織とした鋼板や、ベイナイト単相組織とした鋼板が知られている（特許文献１〜３、非特許文献２）。

また、曲げ性は、組織の均一性と相関があることが知られており、組織を均一化することで、曲げ性を向上可能であることが示されている（非特許文献３）。
このため、鋼板組織を析出強化したフェライト単相組織鋼とした鋼板（非特許文献２）や、フェライト及びマルテンサイトからなる複相組織鋼板でありながら組織を微細化することで均一性を高めたＤＰ鋼板が知られている（特許文献４）。

ＤＰ鋼板は、延性に富むフェライトを主相とし、硬質組織であるマルテンサイトを鋼板組織中に分散させることで、優れた延性を得ている。また、軟質なフェライトは変形し易く、変形と共に多量の転位が導入され、硬化することから、ｎ値も高い。しかしながら、鋼板組織を軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトからなる組織とすると、両組織の変形能が異なることから、穴拡げ加工のような大加工を伴う成形においては、両組織の界面に微小なマイクロボイドが形成し、穴拡げ性が著しく劣化するという問題を有する。特に、引張最大強度５９０ＭＰａ以上のＤＰ鋼板中に含まれるマルテンサイト体積率は比較的多く、フェライトとマルテンサイト界面も多く存在することから、界面に形成したマイクロボイドは容易に連結し、亀裂形成、破断へと至る。このことから、ＤＰ鋼板の穴拡げ性は劣位である（非特許文献４）。

このフェライトとマルテンサイトからなるＤＰ鋼板では、穴広げ性を改善するために、焼き戻しマルテンサイトを有する組織の利用が知られていた（特許文献５）。しかしながら、穴拡げ性を向上させるため、付加的な焼き戻し処理が必要となり生産性に課題がある。加えて、マルテンサイトの焼き戻しによる鋼板の強度低下が避けられなかった。その結果、強度を確保するためには鋼板中のＣ添加量を増加させる必要があり、この場合、溶接性が悪化する問題があった。即ち、フェライトとマルテンサイトからなるＤＰ鋼板では、８８０ＭＰａ級の強度を有すると共に、優れた穴広げ性及び溶接性を有することは実現できなかった。
加えて、焼き戻しマルテンサイトを硬質組織とする場合、強度確保のために、フェライト体積率を低下させる必要があり、延性が劣化するという問題を有していた。

また、ＤＰ鋼板に関連して、フェライトと硬質第２相からなり、強度と伸びのバランスに優れ、かつ曲げ性、スポット溶接性、及びめっき溶着性を高度にバランスさせた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている（特許文献６）。ここで、硬質第２相として、マルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトが挙げられている。しかし、この高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、Ａ３〜９５０℃という高温での焼鈍を行わねばならず生産性が悪いという問題があった。特に、スポット溶接性との両立を考えた場合、オーステナイト安定化元素（Ａｃ３点を下げる元素）であるＣの鋼板中への添加を抑制せざるを得ず、益々の高温焼鈍と生産性の劣化を招く場合が多い。更には、９００℃を超えるような極端な高温での焼鈍は、炉体やハースロールなどの製造設備に深刻な損傷をもたらすと共に、鋼板表面への疵形成を助長することから、好ましくない。
また、特許文献６の高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、９１８ＭＰａで５５％、１０３５ＭＰａで３５％、１１２３ＭＰａで３５％、１２５３ＭＰａで２６％程度である。これに対して、本発明では、穴広げ率は、９８０ＭＰａで９０％、１０８０ＭＰａで５０％、１１８０ＭＰａで４０％であり、特許文献６の高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、強度と穴拡げ性が十分に両立できていない。

鋼板組織がフェライト及び残留オーステナイトからなるＴＲＩＰ鋼板においても同様に穴拡げ性は低い。これは、自動車部材の成形加工である穴拡げ加工や伸びフランジ加工が、打ち抜き、あるいは、機械切断後、加工を行うことに起因している。

ＴＲＩＰ鋼板に含まれる残留オーステナイトは、加工を受けるとマルテンサイトへと変態する。例えば、引張加工や張り出し加工であれば、残留オーステナイトがマルテンサイトへと変態することで、加工部を高強度化し、変形の集中を抑制することで、高い成形性を確保可能である。

しかしながら、一旦、打ち抜きや切断等を行うと、端面近傍は加工を受けるため、鋼板組織中に含まれる残留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、ＤＰ鋼板と類似の組織となり、穴拡げ性や伸びフランジ成形性は劣位となる。あるいは、打ち抜き加工そのものが大変形を伴う加工であることから、打ち抜き後に、フェライトと硬質組織（ここでは、残留オーステナイトが変態したマルテンサイト）界面に、マイクロボイドが存在し、穴拡げ性を劣化させていることが報告されている。さらに、粒界にセメンタイトやパーライト組織が存在する鋼板も、穴拡げ性は劣位である。これはフェライトとセメンタイトの境界が微小ボイド生成の起点となるためである。
また、残留オーステナイトを確保させるためには、オーステナイト中に多量のＣを濃化させる必要があり、同一のＣ量を有するＤＰ鋼（フェライト及びマルテンサイトよりなる複相組織鋼板）と比較し、硬質組織の体積率が低下することから、強度を確保し難い。即ち、８８０ＭＰa以上の高強度の確保を試みた場合、強化に必要なＣ添加量が多くなり、スポット溶接性が劣化する。このことから、残留オーステナイトの体積率の上限は３％である。

その結果、特許文献１〜３に示されるように、穴拡げ性に優れた鋼板の開発は、鋼板の主相をベイナイト若しくは析出強化したフェライトの単相組織とし、且つ、粒界でのセメンタイト相の生成を抑えるため、Ｔｉ等の合金炭化物形成元素を多量に添加し、鋼中に含まれるＣを合金炭化物とすることで、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板が開発されてきた。

鋼板組織をベイナイト単相組織とする鋼板は、鋼板組織をベイナイト単相組織とするため、冷延鋼板の製造にあたっては、一旦、オーステナイト単相となる高温まで加熱せねばならず、生産性が悪い。また、ベイナイト組織は転位を多く含む組織であることから、加工性に乏しく、延性や張り出し性を必要とする部材へは適用し難いという欠点を有していた。また、８８０ＭＰａ以上の高強度の確保を考えた場合、０．１ｍａｓｓ％を超えるＣの添加が必要であり、前述した溶接性との両立が難しいという欠点を有していた。

析出強化したフェライトの単相組織とした鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ又はＶ等の炭化物による析出強化を利用して鋼板を高強度化すると共に、セメンタイト等の形成を抑制することで、８８０ＭＰａ以上の高強度と、優れた穴拡げ性の両立が可能なものの、冷延及び焼鈍工程を経る冷延鋼板では、その析出強化が活用し難いという欠点を有する。

すなわち、析出強化は、フェライト中に、ＮｂやＴｉ等の合金炭化物が整合析出することで成し遂げられる。冷延及び焼鈍を伴う冷延鋼板においては、フェライトは加工され、焼鈍時に、再結晶することから、熱延板段階で整合析出していたＮｂやＴｉ析出物との方位関係が失われるため、その強化能が大幅に減少してしまい高強度化への活用が難しい。

また、冷間圧延を伴う場合、ＮｂやＴｉは、再結晶を大幅に遅延することが知られており、優れた延性確保のためには、高温焼鈍が必要となり生産性が悪い。また、熱延鋼板並みの延性が得られたとしても、析出強化鋼は、その延性や張り出し成形は、ＤＰ鋼板に比較し劣位であり、大きな張り出し性を必要とする部位への適用はできない。
なお、本発明では、引張最大強度と全伸びの積が、１６０００（ＭＰａ×％）以上となるものを延性が良好な高強度鋼板とした。即ち、延性の目標値が、８８０ＭＰａで１８．２％、９８０ＭＰａで１６．３％以上、１０８０ＭＰａで１４．８％以上、１１８０ＭＰａで１３．６％以上となる鋼板である。

これら欠点を克服し、延性と穴拡げ性確保を図った鋼板として、特許文献７及び８の鋼板が知られている。これらは、鋼板組織を、一旦、フェライトとマルテンサイトよりなる複合組織とし、その後、マルテンサイトを焼き戻し軟質化することで、組織強化により得られる強度−延性バランスの向上と穴拡げ性の向上を同時に得ようとするものである。

しかしながら、マルテンサイトの焼き戻しによる硬質組織の軟化により、穴拡げ性や伸びフランジ性の改善が図れたとしても、８８０ＭＰａ以上の高強度鋼板への適用を考えた場合、スポット溶接性が劣化するという課題を有していた。

例えば、マルテンサイトを焼き戻すことで硬質組織の軟化が可能であり、穴拡げ性は向上する。しかしながら、同時に、強度低下も引き起こすことから、強度低下を補うためマルテンサイト体積率を増加させねばならず、そのために多量のＣ添加を行わねばならない。この結果、スポット等の溶接性が劣化する。また、溶融亜鉛めっき設備のように焼き入れと焼き戻しが同時に行えない設備では、一旦、フェライト及びマルテンサイト組織とした後、別途、熱処理をせねばならず生産性に劣る。

一方、溶接継ぎ手の強度は、鋼板に含まれる添加元素量、特に、Ｃ量に依存することが知られていることから、鋼板へのＣ添加を抑えながら、鋼板を強化することで、強度と溶接性（ここでは、溶接部の継ぎ手強度の確保）の両立が可能なことが知られている。特に、溶接部は一旦溶融され、高い冷却速度にて冷却されることになるため、硬質部は、マルテンサイト主体の組織となる。このため、極めて硬く、変形能に乏しい。また、鋼板の組織を制御したとしても、一旦溶融させるため、溶接部の組織制御は難しい。この結果、鋼板成分を制御することで、その特性向上が図られてきた（特許文献４及び特許文献９）。
鋼板組織をフェライト及びベイナイトの複合組織とする鋼板においても同様である。すなわち、ベイナイト組織は、マルテンサイトに比べて高温で形成されることから、マルテンサイトと比較して、かなり軟らかい。このため、穴拡げ性に優れることが知られていた。しかしながら、軟質であるが故に、８８０ＭＰａ以上の強度確保が難しいという問題があった。主相をフェライトとし、硬質組織をベイナイト組織とする場合、８８０ＭＰａ以上の高強度を実現するためには、Ｃ添加量を増加させ、さらにベイナイト組織の分率の増加やベイナイト組織の高強度化を行わねばならない。この場合、スポット溶接性が著しく劣化することになる。

特許文献９では、鋼板へＭｏを添加することにより、Ｃが０．１質量％を超えるような鋼板でも、良好なスポット溶接性が得られることが知られている。しかしながら、上記鋼板は、鋼板中へＭｏを添加することで、スポット溶接部に生じる空孔形成や割れを抑制し、これら欠陥が発生し易い溶接条件下での溶接継ぎ手の強度向上を図った鋼板であり、上記欠陥が発生しない条件下で溶接した継ぎ手の強度向上はできない。また、８８０ＭＰａ以上の強度確保を考えた場合、Ｃの多量添加は不可欠であり、スポット溶接性と優れた成形性を同時に具備することは難しいという問題を有していた。また、硬質組織として残留オーステナイトを含むことから、穴拡げや伸びフランジ加工において、主相である軟質なフェライトと硬質組織である残留オーステナイトの間に歪が集中し、マイクロボイドの形成と連結を伴うことから、これら特性が劣位であった。
また、Ｍｏはバンド組織の生成を促進するので穴広げ性を悪化させる。このため、本発明では、後述するようにＭｏを添加しないで溶接性を満足する条件の検討を行うこととした。

７８０ＭＰａ以上の引張最大強度とスポット溶接性を具備した鋼板としては、下記特許文献４に開示された鋼板が知られている。この鋼板は、ＮｂやＴｉ添加を用いた析出強化、細粒強化、未再結晶フェライトを活用した転位強化を併用することで、鋼板へのＣ添加量を０．１質量％以下としながらも、７８０ＭＰａ以上の強度、延性及び曲げ性を同時に具備する鋼板である。しかしながら、更なる複雑形状を有する部材への適用にあたっては、延性と穴拡げ性の更なる向上が必要であった。このように８８０ＭＰａ以上の高強度、延性、張り出し成形性、曲げ性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及びスポット溶接性の両立は、極めて難しい。
特開２００３-３２１７３３号公報 特開２００４−２５６９０６号公報 特開平１１−２７９６９１号公報 特開２００５−１０５３６７号公報 特開２００７−３０２９１８号公報 特開２００６−５２４５５号公報 特開昭６３−２９３１２１号公報 特開昭５７−１３７４５３号公報 特開２００１−１５２２８７号公報 日産技報 Ｎｏ．５７（２００５-９），ｐ４ ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ４１１ ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．５（１９９２），ｐ１８３９ ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ３９１

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、８８０ＭＰａ以上の引張最大強度を有し、かつ自動車部材等として必要不可欠なスポット溶接性をはじめとする溶接性、及び延性や穴拡げ性などの成形性に優れた鋼板、高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、及びそのような鋼板を安価に製造できるそれらの製造方法を提供することを目的とする。

従来から、フェライトとマルテンサイトからなるＤＰ鋼板では、添加元素量が少なくても、高い強度と延性が得られることは知られていた。しかし、フェライトとマルテンサイトからなるＤＰ鋼板では、穴広げ性が悪いことも同時に知られていた。また、８８０ＭＰａを超える高強度とするためには、マルテンサイトの元となるＣを多量に添加することで、マルテンサイト体積率を増加させ、高強度化する手法が知られていた。しかしながら、Ｃ添加量の増加は、スポット溶接性の大幅な劣化を招くことも同時に知られていた。そこで、本発明者等は、従来の相反すると考えられていた上記特性を同時に具備するフェライトとマルテンサイトからなるＤＰ鋼板の実現を試みた。特に、優れた穴広げ性と高い溶接部強度を有し、かつ８８０ＭＰａ級の強度を有する鋼板を、フェライトとマルテンサイトを有する鋼板で実現することを試みた。
本発明者等は、上記課題を解決するため鋭意検討を進めた結果、鋼板組織中に含まれる硬質組織（マルテンサイト）の体積率を増加させるのではなく、マルテンサイトの組織構成単位であるブロックのサイズを小さくすることで、Ｃ添加量を０．１％以下に抑えたとしても、８８０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保できることを見出した。また、本手法は、マルテンサイト体積率をあまり増加させないことから、穴拡げ試験の際のマイクロボイド形成サイトとなる軟質組織（フェライト）／硬質組織（マルテンサイト）界面の面積率を従来鋼に比較し低減可能であり、穴拡げ性にも優れる。この結果、溶接性、穴拡げ性並びに伸びといった従来両立が困難であった複数の特性を同時に具備することが可能となった。

すなわち、本発明は、８８０ＭＰａ以上の引張最大強度を有し、かつスポット溶接性、及び延性や穴拡げ性などの成形性に優れた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。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．０９５％以下、Ｃｒ：０．１５％以上、２．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．０１％以下、Ｓｉ：０．３％以上、２．０％以下、Ｍｎ：１．７％以上、２．６％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．１４％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００５％未満、及びＯ：０．０００５％以上、０．００５％以下を含有し、残部として鉄及び不可避的不純物を含み、鋼板組織が、主として結晶粒径が４μｍ以下であるポリゴナルフェライトと、ベイナイト及びマルテンサイトの硬質組織とを有し、前記ポリゴナルフェライトの体積分率が５０％以上９０％以下であり、前記硬質組織の体積分率が５０％未満であり、前記ベイナイトの体積分率が２０％未満であり、前記マルテンサイトのブロックサイズが０．９μｍ以下であり、前記マルテンサイト中のＣｒ含有量が、前記ポリゴナルフェライト中のＣｒ含有量の１．１〜１．５倍の量であり、引張強度が８８０ＭＰａ以上である。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板では、鋼中にＮｂが含まれず、かつ鋼板組織がバンド状組織を有していなくてもよい。
さらに、鋼中に質量％で、Ｎｉ：０．０５％未満、Ｃｕ：０．０５％未満、及びＷ：０．０５％未満の中から選ばれる少なくとも１種又は２種以上を含有してもよい。
さらに、鋼中に質量％で、Ｖ：０．０１％以上、０．１４％以下を含有してもよい。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板は、前記した本発明の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に施された溶融亜鉛めっきとを有する。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前記した本発明の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に施された合金化溶融亜鉛めっきとを有する。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法は、前記した本発明の高強度冷延鋼板が含有する化学成分からなる鋳造スラブを直接１２００℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱する工程と、前記加熱された鋳造スラブに圧下率が７０％以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、前記粗圧延板を９５０〜１０８０℃の温度域にて６秒以上保持し、さらに、圧下率が８５％以上で仕上温度が８２０〜９５０℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、前記熱延板を６３０〜４００℃の温度域にて巻き取る工程と、前記熱延板を酸洗後、圧下率が４０〜７０％となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、前記冷延板を連続焼鈍ラインに通板する工程とを有し、前記冷延板を連続焼鈍ラインに通板する工程では、前記冷延板を７℃／秒以下の昇温速度で昇温し、５５０℃以上、Ａｃ１変態点温度以下の温度で２５〜５００秒間保持し、次いで７５０〜８６０℃で焼鈍し、引き続いて、６２０℃の温度まで１２℃／秒以下の冷却速度で冷却し、６２０〜５７０℃間を１℃／秒以上の冷却速度で冷却して、２５０〜１００℃間を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法の第１の態様は、前記した本発明の高強度冷延鋼板が含有する化学成分からなる鋳造スラブを直接１２００℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱する工程と、前記加熱された鋳造スラブに圧下率が７０％以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、前記粗圧延板を９５０〜１０８０℃の温度域にて６秒以上保持し、さらに、圧下率が８５％以上で仕上温度が８２０〜９５０℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、前記熱延板を６３０〜４００℃の温度域にて巻き取る工程と、前記熱延板を酸洗後、圧下率が４０〜７０％となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程とを有し、前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程では、前記冷延板を７℃／秒以下の昇温速度で昇温し、５５０℃以上、Ａｃ１変態点温度以下の温度で２５〜５００秒間保持し、次いで７５０〜８６０℃で焼鈍し、引き続いて、焼鈍時の最高加熱温度から６２０℃の温度まで１２℃／秒以下の冷却速度で冷却し、６２０〜５７０℃間を１℃／秒以上の冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで２５０〜１００℃間を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法の第２の態様は、前記した本発明の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法により製造された冷延鋼板に、亜鉛系の電気めっきを施す。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、前記した本発明の高強度冷延鋼板が含有する化学成分からなる鋳造スラブを直接１２００℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱する工程と、前記加熱された鋳造スラブに圧下率が７０％以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、前記粗圧延板を９５０〜１０８０℃の温度域にて６秒以上保持し、さらに、圧下率が８５％以上で仕上温度が８２０〜９５０℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、前記熱延板を６３０〜４００℃の温度域にて巻き取る工程と、前記熱延板を酸洗後、圧下率が４０〜７０％となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程とを有し、前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程では、前記冷延板を７℃／秒以下の昇温速度で昇温し、５５０℃以上、Ａｃ１変態点温度以下の温度で２５〜５００秒間保持し、次いで７５０〜８６０℃で焼鈍し、引き続いて、焼鈍時の最高加熱温度から６２０℃の温度まで１２℃／秒以下の冷却速度で冷却し、６２０〜５７０℃間を１℃／秒以上の冷却速度で冷却して、亜鉛めっき浴に浸漬し、４６０℃以上の温度で合金化処理を施し、次いで２５０〜１００℃間を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。

以上のように、本発明によれば、鋼板成分、焼鈍条件を制御することで、引張り最大強度が８８０ＭＰａ以上であり、かつ優れたスポット溶接性、及び優れた延性や穴拡げ性などの成形性を具備する高強度鋼板を安定して得ることができる。本発明における高強度鋼板とは、通常の冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板のほか、Ａｌめっき鋼板を代表とする各種めっきを施したものも含む。亜鉛めっき鋼板のめっき層には、純亜鉛の他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｍｎなどを含有しても構わない。

図１は、本発明の鋼板中のマルテンサイトの結晶粒の一例を示す模式図である。 図２は、バンド組織を示す光学顕微鏡の写真である。 図３（ａ）は、従来の鋼のミクロ組織のＳＥＭ ＥＢＳＰ像を示し、図３（ｂ）は、本発明の鋼のミクロ組織のＳＥＭ ＥＢＳＰ像を示し、図３（ｃ）は、ＳＥＭ ＥＢＳＰ像における各組織の色（濃淡）と結晶の方位との関係を示す。

以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
本発明者等は、検討を行うに当たって、まず、下記の点に着目した。
これまでの多くの研究では、高強度化に関しては、マルテンサイトの硬度を高めることが極めて難しいことから、マルテンサイト体積率を増加させることで、高強度化を図ってきた。このためにＣの含有量を多くしていた。また、穴拡げ性に関しては、硬質組織が穴拡げ性を劣化させることから、硬質組織をなくすことによる無害化、あるいは、硬質組織を軟化させることによる弊害の改善が検討されてきた。このため、従来手法では、Ｃの含有量が多くなるため、溶接性の劣化を避けることができなかった。これらは、何れもマルテンサイトの高強度化が難しいことに起因した問題であることから、マルテンサイトの高強度化手法の確立に着手した。

まず、マルテンサイト組織の強度支配因子について調査を行った。従来より、マルテンサイト組織の硬度（強度）は、マルテンサイト中の固溶Ｃ量、結晶粒径、炭化物による析出強化、転位強化に依存することが知られている。加えて、近年の研究により、マルテンサイト組織の硬度は、結晶粒径、とりわけマルテンサイトを構成する組織単位の一つであるブロックサイズに依存することが解ってきた。そこで、マルテンサイト体積率を増加させるのではなく、ブロックサイズを微細化することで、マルテンサイトを硬質化させ、強度を確保することに着想した。
また、穴広げ性に関しては、穴拡げ性劣化の原因となる硬質組織を軟化させるのではなく、従来とは全く逆の硬質組織を更に高強度化することで、その体積率を減少させ、穴拡げ試験の際の亀裂形成サイトを減少させ、穴拡げ性を高めるという新たな手法に着想し鋭意検討を行った。まず、本発明者等が鋭意検討を行った結果、軟質組織と硬質組織よりなる鋼板の穴拡げ成形時の亀裂伝播は、軟質組織／硬質組織界面への微小欠陥（マイクロボイド）の形成と、その連結により成し遂げられることを見出した。このことから、軟質組織と硬質組織の硬度差を押え界面へのマイクロボイド形成を抑制するという従来の手法に加え、硬質組織の体積率低減によるマイクロボイドの連結抑制という新たな手法があることに着想した。
この結果、マルテンサイトのブロックサイズを０．９μｍ以下とすることで、硬質組織の大幅な高強度化（硬質化）が可能となり、同時に、例えば、硬質組織の軟化に起因した強度低下、軟質な硬質組織で強化するが故の硬質組織体積率増加のためのＣ添加量増加によるスポット溶接性劣化、硬質組織分率増加による延性低下、といった穴拡げ性向上のために生じた特性劣化を改善可能なことを見出した。
また、硬質組織体積率が少なくとも強度確保が可能なことから、フェライト体積率を増加できる。その結果、高い延性を同時に具備することが出来る。
同時に、フェライトを微細化することで、細粒化による高強度化が併用可能であることから、硬質組織体積率を抑える、即ち、Ｃ添加量を０．１％以下としたとしても、８８０ＭＰａ以上の引張最大強度が確保可能であり、溶接性にも優れることを見出した。

まず、鋼板の組織の限定理由について述べる。
本発明において、最も重要なことの一つは、マルテンサイトブロックサイズを０．９μｍ以下にすることである。
まず、本発明者等は、マルテンサイトを高強度化する手法を検討した。マルテンサイト組織の硬度（強度）は、マルテンサイト中の固溶Ｃ量、結晶粒径、炭化物による析出強化、転位強化に依存することが知られている。加えて、近年の研究により、マルテンサイト組織の硬度は、結晶粒径、とりわけマルテンサイトを構成する組織単位の一つであるブロックサイズに依存することが解ってきた。
例えば、マルテンサイトは、図１の模式図に示されたように、いくつかの組織単位からなる階層構造を呈している。マルテンサイト組織は、ブロックと呼ばれる同一方位（バリアント）を有する微細なラスの集合体と、これらブロックよりなるパケットより構成される組織であり、一つのパケットは、特定の方位関係（Ｋ-Ｓ関係）を有する最大６つのブロックから構成される。一般的に、光学顕微鏡観察では、結晶方位差の小さなバリアントを有するブロックを区別できないことから、結晶方位差の小さなバリアントのペアを一つのブロックとして定義する場合もある。この場合、一つのパケットは３つのブロックから構成されることとなる。しかしながら、結晶方位を同じくするマルテンサイトブロックのサイズは、数μｍから数十μｍときわめて大きい。その結果、鋼板組織を数μｍ以下の細粒組織に制御した薄鋼板の強化組織として活用される個々のマルテンサイト粒のサイズも、数μｍ以下となり、単一のブロックより構成される。その結果、従来鋼は、マルテンサイトの細粒強化を十分に活用出来ていないことを発見した。即ち、鋼板中に存在するマルテンサイトのブロックをより微細化とすることで、マルテンサイトをより高強度化し、鋼板中へのＣ添加量を０．１％未満に抑えたとしても、９８０ＭＰａを超えるような高強度化を図ることが可能であることを見出した。
図３は、一般的な鋼（従来鋼）と、本発明の鋼のミクロ組織のＳＥＭ ＥＢＳＰ像を示す。８８０ＭＰａを超える高強度鋼板において、鋼板のミクロ組織は比較的小さく、光学顕微鏡では十分な分解能が得られないことから、ＳＥＭ ＥＢＳＰ法により測定を行った。図３（ｃ）に示されたように各組織の色（濃淡）は結晶の方位に対応する。また、方位差１５°以上の粒界を黒線で示した。図３（ａ）に示されたように、一般的な鋼（従来鋼）におけるマルテンサイトは、単一のブロックから構成される場合が多く、ブロックサイズも大きい。一方、図３（ｂ）に示されたように、本発明の鋼は、ブロックサイズが小さく、マルテンサイトは複数のブロックから構成されている。
このようにマルテンサイトのブロックサイズをより微細化とすることによって、Ｃ添加量を０．１％未満に抑えたとしても、９８０ＭＰａを超えるような高強度化を図ることが可能であり、この結果、マルテンサイト体積率を低く抑えることが可能となり、穴拡げ試験の際のマイクロボイド形成サイトとなるフェライトとマルテンサイト界面を低減でき、穴拡げ性の向上に効果がある。あるいは、Ｃ添加量を増加させずとも、所定の強度が確保可能であることから、鋼板中へのＣ添加量を削減でき、スポット溶接性の向上に寄与できる。
ここで、マルテンサイトのブロックサイズとは、ブロックの長手方向に垂直な方向の長さ（幅）である。マルテンサイトブロックサイズを、０．９μｍ以下としたのは、そのサイズを０．９μｍ以下とすることでマルテンサイト高強度化の効果が顕著になるためである。このことから、そのサイズは、０．９μｍ以下とすることが望ましい。ブロックサイズが０．９μｍを上回ると、マルテンサイト組織を硬質化することによる高強度化の効果を得ることが出来ないため、Ｃ添加量を増加せねばならずスポット溶接性や穴拡げ性が劣化することから好ましくない。好ましくは、０．７μｍ以下であり、更に好ましくは、０．５μｍ以下である。

次に、鋼板組織の主相であるフェライトをポリゴナルフェライトとし、且つ、その結晶粒径を４μｍ以下に制御することが重要である。これは、フェライトを強化することにより、強度確保に必要なマルテンサイト体積率を低減し、Ｃ添加量を低減できると同時に、穴拡げ成形の際のマイクロボイド形成サイトとなるフェライト／マルテンサイト界面の割合を低減することにある。主相であるポリゴナルフェライトの結晶粒径を４μｍ以下としたのは、Ｃの添加量を０．０９５質量％以下に抑えながら、８８０ＭＰａ以上の引張最大強度、並びに穴拡げ性と溶接性を確保するためである。この効果は、フェライトの結晶粒径が４μｍ以下となると顕著になることから、４μｍ以下とする。更に望ましくは、３μｍ以下とする。

一方、結晶粒径が０．６μｍを下回るような極端な細粒とすることは、経済的な負荷が大きいばかりでなく、均一伸びやｎ値の減少を招き、張り出し成形性や延性が低下することから好ましくない。このことから、結晶粒径は０．６μｍ以上とすることが望ましい。

本発明において、ポリゴナルフェライトとは、結晶粒のアスペクト比（＝圧延方向のフェライト結晶粒径／板厚方向のフェライト結晶粒径）が、２．５以下のフェライト粒のことを指す。圧延方向に、垂直な方向よりミクロ組織観察を行い主相であるフェライトの全体積率のうち７０％以上がアスペクト比２．５以下であれば、主相がポリゴナルなフェライトであるとした。一方、アスペクト比２．５超のフェライトを伸長フェライトとした。

鋼板組織を主としてポリゴナルフェライトとしたのは、良好な延性を確保するためである。本鋼板は、熱延板を冷間圧延し、焼鈍することで製造されることから、焼鈍の際の再結晶が不十分であると、冷間加工したままの状態において、圧延方向に伸長したフェライトが残存することになる。これら伸長フェライトは、転位を多く含む場合が多く、変形能に乏しく、延性を劣化させやすい。そこで、鋼板組織の主相は、ポリゴナルフェライトとする必要がある。また、再結晶が十分進んだフェライトであっても、伸長フェライトが同一方向に沿って配列していると、引張変形や穴拡げ変形時に粒内の一部や硬質組織と接する界面で変形の局在化を招き易い。このため、マイクロボイドの形成や連結を促進し、曲げ性や、穴拡げ性、伸びフランジ性の劣化を招く。このことから、フェライトの形態としては、ポリゴナルな形態が望ましい。

ここで、フェライトとしては、焼鈍時に形成する再結晶フェライト、あるいは、冷却過程で生成する変態フェライトが存在するが、本発明の冷延鋼板では、鋼板成分と製造条件を厳格に制御していることから、再結晶フェライトであれば鋼板へのＴｉの添加によってその成長が抑制され、変態フェライトであればＣｒやＭｎの添加によってその成長が抑制されている。そして、何れの場合も微細であり、粒径が４μｍを超えないことから、再結晶フェライト及び変態フェライトの何れを含有しても構わない。また、転位を多く含むフェライトであっても、本発明の冷延鋼板では、鋼板成分、熱延条件並びに焼鈍条件の厳密な制御を行うことで、微細化させており、延性劣化をもたらさないことから、体積率３０％未満であれば存在しても構わない。
なお、本発明では、フェライトとして、ベイネティックフェライトは含有されないことが好ましい。ベイネティックフェライトは転位を多く含むことから、延性を招く。このことから、フェライトの形態は、ポリゴナルな方が良い。

次に、硬質組織をマルテンサイト組織としたのは、Ｃ添加量を抑えながら８８０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するためである。一般的に、ベイナイトや焼き戻しマルテンサイトは、生成したままのマルテンサイトに比較し、軟質である。この結果、硬質組織をベイナイトや焼き戻しマルテンサイトとすると、強度が大きく低下することから、Ｃ添加量を増加することで硬質組織体積率を増加させ、強度を確保する必要がある、この結果、溶接性の劣化を招くことから好ましくない。ただし、ブロックサイズが０．９μｍ以下のマルテンサイトを硬質組織として含むのであれば、体積率２０％未満のベイナイト組織を含有しても構わない。また、強度を低下させない範囲であれば、セメンタイトやパーライトの組織を含んでも構わない。

また、最大引張強度を８８０ＭＰａ以上とすることを考えた場合、これら硬質組織を含有することは不可欠であり、鋼板のＣ含有量が、溶接性を劣化させない範囲、すなわち０．０９５％を超えない範囲であり、かつ硬質組織を含有することが必要である。

マルテンサイトの形態は、ポリゴナルな形態とすることが望ましい。圧延方向に伸長したり、針状の形態をしていると、不均一な応力集中や変形を招き、マイクロボイドの形成を促進し、穴拡げ性の劣化に繋がる。このことから、硬質組織のコロニーの形態としては、ポリゴナルな形態が望ましい。

鋼板組織として、主相はポリゴナルフェライトとする必要がある。これは、延性に富むポリゴナルフェライトを主相とすることで、延性と穴拡げ性を両立させるためである。ポリゴナルフェライト体積率が、５０％を下回ってしまうと、延性も大幅に低下させてしまう。このことから、ポリゴナルフェライト体積率は、５０％以上とする必要がある。一方、体積率を９０％超とすると、８８０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しいことから上限は９０％とする。特に優れた延性と穴拡げ性のバランスを得るには、５５〜８５％とすることが好ましく、更に好ましくは、６０〜８０％である。

一方、硬質組織の体積率は、上記と同様の理由から、５０％未満とする必要がある。好ましくは、１５〜４５％であり、更に好ましくは、２０〜４０％である。

また、マルテンサイト内部に、セメンタイトを含むことは好ましくない。マルテンサイト中でのセメンタイト析出は、マルテンサイト中での固溶Ｃの低下を招き、強度低下をもたらす。このことから、マルテンサイト内部にセメンタイトを含むことは好ましくない。
一方、マルテンサイトのラス間、マルテンサイトに隣接して、あるいは、フェライト内部に、残留オーステナイトを含んでも構わない。残留オーステナイトも変形を受けるとマルテンサイトに変態し、高強度化に寄与するためである。
ただし、残留オーステナイトは、その内部に多量のＣを含むことから、過剰な量の残留オーステナイトの存在は、マルテンサイト体積率の低下を招く。このことから、残留オーステナイトの体積率の上限は３％とすることが望ましい。

但し、本発明では、Ａｃ１未満の温度域で焼鈍した場合のフェライト及び未溶解セメンタイトの混合組織は、フェライト単相組織として取り扱った。これは、鋼板組織がパーライト、ベイナイト、マルテンサイトを含まないことから、これら組織による組織強化が得られないため、フェライト単相組織として分類した。したがって、この組織は本発明の冷延鋼板のミクロ組織ではない。

上記ミクロ組織の各相、フェライト、パーライト、セメンタイト、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、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）の何れを用いても可能である。本研究では、ナイタール試薬又は特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬を用いて、鋼板の圧延方向に沿った断面又は圧延方向と直交する方向に沿った断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察、並びに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。なお、本発明では、２０００倍の走査型電子顕微鏡観察を用い、各２０視野を測定し、ポイントカウント法にて体積率を測定した。
マルテンサイトブロックサイズの測定にあたっては、ＦＥ-ＳＥＭ ＥＢＳＰ法を用いた組織観察、結晶方位の同定を行い、ブロックサイズを測定した。ただし、本発明の鋼板は、従来鋼に比較し、マルテンサイトブロックサイズがかなり小さく、ＦＥ-ＳＥＭ ＥＢＳＰ法による組織解析にあたっては、十分にステップサイズを小さくする必要がある。本発明では、ステップサイズ５０ｎｍにてスキャンを行い、個々のマルテンサイトの組織解析を行い、ブロックサイズを同定した。

マルテンサイト中のＣｒ含有量が、ポリゴナルフェライト中のＣｒ含有量の１．１〜１．５倍の量としたのは、マルテンサイト、あるいは、マルテンサイトに変態する前のオーステナイト中にＣｒを濃化させることで、マルテンサイトブロックの微細化による強度確保と、溶接時の軟化抑制による溶接継ぎ手強度増加を成し遂げるためである。熱延過程、あるいは、冷延焼鈍後の加熱中にセメンタイトに濃化したＣｒは、セメンタイトの粗大化を妨げることから、マルテンサイトブロックサイズの微細化と、これによる強度確保に寄与する。ただし、焼鈍時にセメンタイトは、オーステナイトへと変態することから、セメンタイト中に含まれていたＣｒは、オーステナイト中に引き継がれることになる。更には、このオーステナイトは、焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトへと変態する。このことから、マルテンサイト中のＣｒ含有量が、ポリゴナルフェライト中のＣｒ含有量の１．１〜１．５倍とする必要がある。
また、マルテンサイト中に濃化したＣｒは、溶接部の軟化を抑制し、溶接継ぎ手の強度を増加することにも寄与する。通常、スポット溶接、アーク溶接、レーザー溶接を行うと、溶接部は加熱され、溶融部は、急激に冷却されることからマルテンサイト主体の組織となるものの、その周囲（熱影響部）は、高温に加熱され焼き戻し処理を受けることになる。この結果、マルテンサイトは焼き戻され大幅に軟化する。一方、Ｃｒの合金炭化物（Ｃｒ_２３Ｃ_６）のような合金炭化物を形成する元素を多量に添加すると、熱処理時にこれら炭化物が析出し、軟化を抑制することが可能となる。このようにＣｒがマルテンサイト中に濃化されたことによって、溶接部の軟化が生じにくくなり、溶接継ぎ手の強度が更に増加する。ただし、Ｃｒを鋼中に均一に添加したのでは、合金炭化物の析出に長時間を要する、あるいは、軟化抑制効果が小さいことから、本発明では、溶接部軟化の効果を更に高めるため、熱延及び焼鈍加熱段階でのＣｒの特定箇所への濃化処理を行うことで、溶接のような短時間熱処理であっても、軟化の抑制とこれによる溶接継ぎ手強度向上の効果を高めている。
なお、マルテンサイト及びポリゴナルフェライト中のＣｒ含有量は、ＥＰＭＡ、ＣＭＡにより、１０００〜１００００倍の倍率で測定可能である。ただし、本発明鋼に含まれるマルテンサイトの結晶粒径は、４μｍ以下とかなり小さいことから、その内部のＣｒ濃度を測定するためには、ビームのスポット径はできるだけ小さくする必要がある。本研究では、ＥＰＭＡを用いて、３０００倍の倍率にてスポット径０．１μｍの条件にて分析を行った。

本発明では、マルテンサイトとフェライトとの硬度比（マルテンサイトの硬度／ポリゴナルフェライトの硬度）が３以上であることが好ましい。これは、フェライトに比較し、マルテンサイトの硬度を大幅に高めることで、少量のマルテンサイトにて８８０ＭＰa以上の引張最大強度を確保するためである。この結果、溶接性の向上、穴広げ性の向上が図られる。
一方、ブロックサイズが大きなマルテンサイトを有する鋼板のマルテンサイトとフェライトとの硬度比は、２．５程度であり、微細なブロックを有する本発明鋼に比較し小さい。この結果、一般的な鋼では、マルテンサイト体積率が多くなり穴拡げ性が低下する。あるいは、マルテンサイト体積率を増加させるため、多量のＣ添加が必要であり、溶接性に劣る。
なお、マルテンサイト及びポリゴナルフェライトの硬度は、ダイナミック硬度計による押し込み深さ測定法、ナノインデンターとＳＥＭを組み合わせた圧痕サイズ測定法のいずれの手法を用いても硬度測定が可能である。
本研究では、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。予備実験として、種々の荷重にて硬度測定を行い、硬度、圧痕サイズ、引張特性並びに穴拡げ性の関係を調査し、押し込み荷重０．２ｇ重にて測定を行った。押し込み深さ測定法を用いたのは、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、マルテンサイトサイズに比較し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、顕微鏡による正確なサイズ測定が難しいためである。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硬度（ＤＨＴＦ）と、マルテンサイトに相当する硬度（ＤＨＴＭ）の比ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦを算出した。
なお、組織中に含まれるベイナイト組織は、マルテンサイト組織に比較し軟らかいことから、引張最大強度や穴拡げ性を決定する主要因とはなり難い。このため、本発明では、最も軟質なフェライトと最も硬質なマルテンサイトの硬度差のみ評価した。ベイナイト組織の硬度にかかわらず、フェライトに対する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。

本発明の冷延鋼板では、引張強度(ＴＳ)が８８０ＭＰａ以上である。この強度未満であれば、鋼板へのＣの添加量を０．１質量％以下としながら、強度確保が可能であり、スポット溶接性を劣化させることがない。しかしながら、本発明の条件である各元素を後述する規定の含有量で含み、かつミクロ組織が規定の条件を満たす場合、引張強度(ＴＳ)が８８０ＭＰａ以上であり、かつ延性、張り出し成形性、穴拡げ性、曲げ性、伸びフランジ性、及び溶接性がバランス良く優れた鋼板が得られる。

次に、本発明の鋼板成分の限定理由について述べる。
なお、以下の説明では、特に断らない限り、各成分の％は、質量％を表すものとする。
本発明の鋼板組織は、Ｃ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂを複合添加し、且つ、熱延及び焼鈍の条件を所定の条件に制御することによって、はじめて成し遂げられる。また、これらの元素の役割も異なることから、これら全てを複合で添加する必要がある。

（Ｃ：０．０５％以上、０．０９５％以下）
Ｃは、マルテンサイトを用いた組織強化を行う場合、必須の元素である。
Ｃが０．０５％未満では、８８０ＭＰａ以上の引張強度確保に必要なマルテンサイト体積率を確保することが難しいことから、下限値を０．０５％とした。一方、Ｃの含有量を０．０９５％以下とする理由は、Ｃが０．０９５％を超えると、せん断引張試験と十字引張試験の継ぎ手強度の比で表される延性比の低下が顕著となるためである。このことからＣ含有量は、０．０５〜０．０９５％の範囲とする必要がある。

（Ｃｒ：０．１５％以上、２．０％以下）
Ｃｒは、強化元素であることに加え、熱延板での組織制御を介して、製品である冷延板の組織の中でも、マルテンサイトのブロックサイズを大幅に低減することから、本発明では極めて重要な元素である。具体的には、熱延段階でＴｉＣやＴｉＮを核として、Ｃｒ炭化物を析出させる。その後、セメンタイトが析出したとしても、冷延後の焼鈍中にＣｒがセメンタイトへと濃化する。これら、Ｃｒを含む炭化物は、含まない一般的な、鉄基の炭化物（セメンタイト）に比較して、熱的に安定である。この結果、引き続いて行われる冷延−焼鈍時の加熱中に炭化物の粗大化の抑制が可能である。この結果、焼鈍中のＡｃ１変態点直下では、一般的な鋼に比較して、微細炭化物が数多く存在することになる。これら微細な炭化物を含む鋼板を、Ａｃ１変態点以上に加熱すると炭化物はオーステナイトへと変態を開始する。オーステナイトは、炭化物が微細であればあるほど微細化するとともに、微細な炭化物を核として形成したオーステナイトがぶつかることから、複数の炭化物を核にして出来た塊状のオーステナイトが存在することになる。これら塊状のオーステナイトは、見かけは一個のオーステナイトであっても、異なる方位を有する別個のオーステナイトであることから、その内部に形成するマルテンサイトも異なる方位を持つことになる。また、オーステナイト同士が隣接することから、オーステナイト中でマルテンサイト変態が生じた場合、隣接するオーステナイトも変形を受ける。この変形の際に導入された転位は、異なる方位を有するマルテンサイトの形成を誘起することから、更なるブロックサイズの微細化をもたらす。
一方、従来の鋼板では、熱延板中に存在するセメンタイトを微細分散させたとしても、その後、冷延−焼鈍を行うことから、焼鈍の加熱中にセメンタイトは粗大化してしまう。この結果、セメンタイトが変態することで形成されるオーステナイトも粗大となる。加えて、粗大なオーステナイトは、フェライト粒内、あるいは、粒界に孤立して存在する（他のオーステナイトと粒界を接する割合が小さく）場合が多く、他のオーステナイト中で変態したマルテンサイトラスによる異なる方位を有するマルテンサイトラスの形成が期待できない。この結果、マルテンサイトを微細化できずに、場合によっては、単一のブロックよりなるマルテンサイトとなってしまう。

このことから、Ｃｒを添加する必要がある。
一方、ＮｂやＴｉの炭化物は、熱的な安定性には優れるものの、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっきでの焼鈍においても溶解しないことから、オーステナイトの微細化には寄与し難い。

また、Ｃｒ添加は、フェライトの微細化にも寄与する。即ち、焼鈍時に、冷延加工したままの状態のフェライト中から、新たなフェライト（再結晶フェライト）が形成し、これが成長することで再結晶は進行する。しかしながら、鋼中に存在するオーステナイトは、フェライトの成長を止めることから、微細に分散されたオーステナイトは、フェライトをピン止めし、微細化に寄与する。このため、Ｃｒ添加は、降伏応力や引張最大強度の増加のためにも寄与する。
ただし、これら析出物であっても、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっきでの焼鈍時の最高到達温度Ａｃ１以上では溶解し、オーステナイトへと変態することから、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、オーステナイト中のＣｒ濃度の増加として観察は可能なものの、Ｃｒの炭化物やＣｒを多く含むセメンタイトは観察されない場合が多い。
以上のＣｒ添加による効果は、Ｃｒの添加量が０．１５％以上で顕著になることから、その下限値を０．１５％とした。一方、Ｃｒは、Ｆｅと比較して、酸化し易い元素であることから、多量の添加は、鋼板表面への酸化物形成を招き、めっき性や化成処理性を阻害するか、あるいは、フラッシュバット溶接、アーク、レーザ溶接の際に溶接部に多量の酸化物を形成させ、溶接部の強度を低下させることから、好ましくない。この問題は、Ｃｒの添加量が２．０％を超えると顕著になることから、その上限値を２．０％とした。好ましくは、０．２〜１．６％であり、更に好ましくは、０．３〜１．２％である。

（Ｓｉ：０．３％以上、２．０％以下）
Ｓｉは、強化元素であるのに加え、セメンタイトに固溶しないことから、Ｓｉはセメンタイトの核生成を抑制する効果がある。即ち、マルテンサイト中でのセメンタイト析出を抑制することから、マルテンサイトの高強度化に寄与する。Ｓｉの添加が０．３％未満であると、固溶強化による強化が期待できないか、あるいは、マルテンサイト中でのセメンタイトの形成が抑制できないことから、Ｓｉを０．３％以上添加する必要がある。一方、Ｓｉの添加が２．０％を越えると、残留オーステナイトを過度に増加せしめ、打ち抜きや切断後の穴拡げ性や伸びフランジ性を劣化させる。このことから、Ｓｉの上限は２．０％とする必要がある。

加えて、Ｓｉは酸化し易く、一般的な薄鋼板の製造ラインである連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインの雰囲気は、Ｆｅにとっての還元雰囲気であっても、Ｓｉにとっては酸化雰囲気である場合が多く、鋼板表面に容易に酸化物を形成してしまう。また、Ｓｉの酸化物は、溶融亜鉛めっきとの濡れ性が悪いことから、不メッキの原因となる。そこで、溶融亜鉛めっき鋼板の製造にあたっては、炉内の酸素ポテンシャルを制御し、鋼板表面へのＳｉ酸化物形成を抑制することが望ましい。

（Ｍｎ：１．７％以上、２．６％以下）
Ｍｎは、固溶強化元素であるのと同時に、オーステナイトがパーライトへと変態することを抑制する。このためＭｎは極めて重要な元素である。加えて、焼鈍後のフェライトの成長抑制に寄与することから、フェライトの細粒化にも寄与するため重要である。
Ｍｎが１．７％未満であると、パーライト変態を抑制することが出来ず、体積率１０％以上のマルテンサイトを確保することが出来ず、８８０ＭＰａ以上の引張強度が確保できない。このことから、Ｍｎの下限値を１．７％以上とする。一方、Ｍｎを多量に添加すると、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことになる。この問題は、Ｍｎの添加量が２．６％を超えると顕著になることから、その上限を２．６％とする。

（Ｂ：０．０００３％以上、０．０１％以下）
Ｂは、焼鈍後のフェライト変態を抑制することから、特に重要な元素である。また、熱間圧延では、仕上げ圧延後の冷却過程での粗大なフェライトの形成を抑制し、鉄基炭化物（セメンタイトやパーライト組織）を微細均一分散させることができる。Ｂの添加量が０．０００３％未満では、鉄基炭化物を微細均一させることができない。この結果、Ｃｒを添加したとしても、セメンタイトの粗大化の抑制が十分に行えないことから、強度低下や穴広げ性の低下が生じることから好ましくない。このことから、Ｂの添加量が０．０００３％以上とする必要がある。一方、Ｂの添加量が０．０１０％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０．０１０％とした。

（Ｔｉ：０．００５％以上、０．１４％以下）
Ｔｉは、再結晶遅延によるフェライト細粒化に寄与することから添加する必要がある。
また、Ｂと複合で添加することによって、焼鈍後のＢのフェライト変態遅延効果と、これによる微細化の効果を引き出すことから、極めて重要な元素である。具体的には、Ｂのフェライト変態遅延効果は、固溶状態のＢによって齎されることが知られている。このことから、熱延段階でＢを、Ｂの窒化物（ＢＮ）として析出させないことが重要である。このことから、Ｂと比較して、より強い窒化物形成元素であるＴｉを添加し、ＢＮの形成を抑制する必要がある。ＴｉとＢを複合で添加することにより、Ｂのフェライト変態遅延効果が助長される。また、Ｔｉは、析出物強化や、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化を通じて、鋼板の強度上昇に寄与することからも重要な元素である。これらの効果は、Ｔｉの添加量が０．００５％未満であると得られないため、その下限値を０．００５％とした。一方、Ｔｉの添加量が０．１４％を超えると、フェライトの再結晶を遅延し過ぎてしまい、圧延方向に伸長した未再結晶フェライトが残存することになり、大幅な穴拡げ性の劣化を招く。このことから、その上限を０．１４％とする。

（Ｐ：０．０３％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。Ｐが０．０３％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０３％以下に限定した。
Ｐの下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。

（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、０．０１％を超えると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とから、その適正範囲を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。

（Ａｌ：０．１０％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。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。この問題は、Ａｌの添加量が０．１％を超えると顕著になることから、その上限を０．１％とする。Ａｌの下限値は、特に限定しないが、Ａｌを０．０００５％以下とするのは困難であるのでこの値が実質的な下限である。

（Ｎ：０．００５％未満）
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、その添加量を抑える必要がある。具体的に、Ｎが０．００５％以上の場合、この傾向が顕著となることから、Ｎの適正範囲を０．００５％未満とする。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。また、Ｔｉの添加量と比較して、Ｎの含有量が極端に多い場合は、ＢＮを形成し、Ｂ添加の効果を減じてしまうことから、Ｎはなるべく少ない方がよい。Ｎの下限値は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎ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：０．０００５％以上、０．００５％以下）
Ｏは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、その添加量を抑える必要がある。特に、酸素は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成する。このため、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。具体的に、Ｏが０．００５％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏの上限を０．００５％とする。一方、Ｏを０．０００５％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、Ｏの下限を０．０００５％とする。但し、Ｏを０．０００５％未満としたとしても、本発明の効果は発揮される。

本発明の冷延鋼板は、以上の元素を必須成分として含有し、残部として鉄及び不可避的不純物を含む。
本発明の冷延鋼板は、ＮｂやＭｏを添加しないことが好ましい。ＮｂやＭｏは、フェライトの再結晶を著しく遅延することから、鋼板中に未再結晶フェライトを残し易い。未再結晶フェライトは、加工ままの組織であり、延性に乏しく、延性の劣化をもたらすことから好ましくない。また、未再結晶フェライトは、熱延で形成されたフェライトが圧延にて延ばされたものであることから、圧延方向に伸長した形状をしている。また、再結晶の遅延が顕著となると、圧延方向に伸長した未再結晶フェライトの体積率が増加し、あたかも未再結晶フェライトが繋がったバンド状の組織を呈する。
図２は、バンド状の組織を有する鋼板の光学顕微鏡組織写真を示す。圧延方向に延びた層状組織を呈していることから、穴拡げ加工のような亀裂の発生と進展を伴う試験においては、亀裂が層状組織に沿って進展する。このため、特性が劣化する。すなわち、このような一方向に伸びた不均一な組織は、その界面に応力集中を招き易く、穴拡げ試験の際の亀裂伝播を促進することから好ましくない。このことから、ＮｂやＭｏを添加しないことが望ましい。

Ｖは、Ｔｉと同様に、フェライト微細化に寄与することから、添加してもよい。Ｖは、Ｎｂに比較し、再結晶遅延効果が小さく未再結晶フェライトを残し難い。このことから、穴拡げ、延性の劣化を最小に抑えながら、高強度化できる。

（Ｖ：０．０１％以上、０．１４％以下）
Ｖは、析出物強化や、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化を通じて、鋼板の強度上昇や穴拡げ性向上に寄与することから重要である。この効果は、Ｖの添加量が０．０１％未満では得られないため、その下限値を０．０１％とした。一方、Ｖの添加量が０．１４％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、その上限値を０．１４％とした。

Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗは、Ｍｎと同様に、焼鈍後に引き続いて行われる冷却過程でのフェライト変態を遅延することから、これらの中から少なくとも１種又は２種以上を添加してもよい。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗの好ましい含有量は、後述すようにそれぞれ０．０５％未満であるが、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗの含有量の合計が０．３％未満となることが更に好ましい。これら元素は、表層に濃化して表面疵の原因となる、あるいは、オーステナイトへのＣｒの濃化を阻害することから、添加量は最小限に抑えることが望ましい。

（Ｎｉ：０．０５％未満）
Ｎｉは、強化元素であるとともに、焼鈍後に引き続いて行われる冷却過程でのフェライト変態を遅延し、フェライトの細粒化に寄与することから、添加してもよい。しかしながら、Ｎｉの添加量が０．０５％以上の場合、オーステナイトへのＣｒの濃化を阻害する恐れがあるので、上限を０．０５％未満とする。

（Ｃｕ：０．０５％未満）
Ｃｕは、強化元素であるとともに、焼鈍後に引き続いて行われる冷却過程でのフェライト変態を遅延し、フェライトの細粒化に寄与することから、添加してもよい。しかしながら、Ｃｕの添加量が０．０５％以上の場合、オーステナイトへのＣｒの濃化を阻害する恐れがあるので、上限を０．０５％未満とする。また、表面疵の原因ともなるので、添加量の上限は、０．０５％未満とすることが望ましい。

（Ｗ：０．０５％未満）
Ｗは、強化元素であるとともに、焼鈍後に引き続いて行われる冷却過程でのフェライト変態を遅延し、フェライトの細粒化に寄与することから、添加しても良い。また、フェライト再結晶も遅延することから、フェライト粒径低減による細粒強化や穴拡げ性の向上に寄与する。しかし、Ｗの添加量が０．０５％以上の場合、オーステナイトへのＣｒの濃化を阻害する恐れがあるので、上限を０．０５％未満とする。

次に、本発明の鋼板の製造条件の限定理由について述べる。
上述したように本発明の鋼板の特性は、結晶粒径４μｍ以下のフェライトを主相とし、硬質組織であるマルテンサイトのブロックサイズが０．９μｍ以下であること、及びマルテンサイト中のＣｒ含有量がポリゴナルフェライト中のＣｒ含有量の１．１〜１．５倍の量に制御することによって成し遂げられる。このような鋼板組織を得るためには、熱延板組織、冷延及び焼鈍条件を厳密に制御する必要がある。

具体的には、まず熱間圧延により、フェライト以外にセメンタイトやＣｒの合金炭化物（Ｃｒ_２３Ｃ_６）を微細に析出させる。このセメンタイトは、低温で生成するが、Ｃｒが濃化しやすい性質がある。そして、熱間圧延後の焼鈍時の昇温の際にセメンタイトを分解してオーステナイトを生成させる。このときセメンタイト中のＣｒがオーステナイト中で濃化する。このようにオーステナイト中にＣｒを濃化させる。オーステナイトはマルテンサイトに変態するため、上記した方法により、Ｃｒが濃化したマルテンサイトを有する冷延鋼板を製造する。
特に、熱間圧延でのセメンタイトやＣｒの合金炭化物の生成にはＴｉの析出物が関係しており、Ｔｉの析出物を含有していることが重要となる。粗圧延の後に粗圧延板を９５０〜１０８０℃の温度域にて６秒以上保持することによって、Ｔｉの析出物を生成させ、微細なセメンタイトを析出しやすくする。
また、焼鈍工程にて、冷延板を７℃／秒以下の昇温速度でゆっくりと昇温することによって、より多くのセメンタイトを析出させる。
以上によりフェライト以外にセメンタイトを微細に析出させる。
一般的には、フェライトやオーステナイト中のＣｒの拡散はかなり遅く、長時間を要することから、オーステナイト中にＣｒを濃化させることは難しいと考えられていた。しかし、上記した方法により、オーステナイト中にＣｒを濃化させ、その結果、Ｃｒが濃化したマルテンサイトを有する冷延鋼板を製造する。

以下に各工程について詳細に説明する。
熱間圧延に供するスラブは、上述した本発明の冷延鋼板の化学成分を有していれば、特に限定されない。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）のようなプロセスを適用しても構わない。

まず、スラブを直接１２００℃以上に加熱するか、又は一旦冷却した後に１２００℃以上に加熱する。
スラブの加熱温度は、鋳造時に析出した粗大なＴｉの炭窒化物を再溶解させる必要があるので、１２００℃以上にする必要がある。スラブの加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、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。

次に、加熱されたスラブに対して、圧下率が合計で７０％以上となる条件で熱間圧延（粗圧延）を施し、粗圧延板とする。そして、粗圧延板を９５０〜１０８０℃の温度範囲にて６秒以上滞留させる。この７０％以上の圧下（熱間圧延）と引き続く９５０〜１０８０℃の温度範囲での滞留によって、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣＳなどの炭窒化物などを微細に析出させ、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径を小さく均一にできる。なお、圧下率の計算は圧延前の板厚で圧延完了後の板厚を除して１００倍すればよい。

圧下率を７０％以上とするのは、多量の転位を導入することで、Ｔｉの炭窒化合物の析出サイトを増加させ、析出を促進させるためである。圧下率が７０％未満であると、顕著な析出物促進効果が得られず、オーステナイト粒径も均一微細にならない。その結果、冷延焼鈍後のフェライト粒径も微細化せず、穴拡げ性が低下することから好ましくない。上限は特に定めないが、生産性や設備制約の観点から９０％超とすることは困難であるので、９０％が実質的な上限である。

圧延後の保持は９５０℃以上１０８０℃以下でなくてはならない。本発明者等が鋭意検討を行った結果、仕上げ圧延前のＴｉの炭窒化物析出挙動と穴拡げ性に大きな関係があることを見出した。すなわち、これら炭窒化合物の析出は、１０００℃近傍が最も速く、この温度から遠ざかるにつれ、オーステナイト域での析出は遅くなる。すなわち、１０８０℃超の温度では、炭窒化合物形成に長時間を要するため、オーステナイトの微細化を行えず、穴拡げ性の向上をもたらさないことから好ましくない。９５０℃未満では、炭窒化合物の析出に長時間を要することから、再結晶オーステナイト粒径を小さくすることができず、穴拡げ性の向上効果が得難い。そこで、仕上げ圧延前の保持は、９５０〜１０８０℃で行う。

なお、本発明鋼のように冷延焼鈍後に、８８０ＭＰａ以上の強度確保を行う鋼板は、Ｔｉ、Ｂを多量に含み、かつ、Ｓｉ、ＭｎやＣの添加量も多いことから、熱延での仕上げ圧延荷重が高くなり、圧延への負荷が大きい。このため、仕上げ圧延入り側温度を高めることで圧延荷重を下げる場合、あるいは、圧下率を下げることで圧延荷重を下げ、圧下（熱間圧延）を行う場合が多かった。その結果、熱間圧延での製造条件が本発明の範囲外となり、Ｔｉ添加の効果が得難かった。このような仕上げ圧延温度の増加や圧延率の低下は、オーステナイトから変態する熱延板組織も不均一としてしまう。その結果、穴拡げ性や曲げ性の劣化をもたらすことから好ましくない。

引き続き、粗圧延板に対して、圧下率が合計で８５％以上であり、仕上温度が８２０〜９５０℃となる条件で熱間圧延（仕上げ圧延）を施して熱延板とする。この圧下率と温度は、組織を微細化し、均一化する観点から決定される。すなわち、圧下率が８５％未満の圧延では、組織を十分に微細化することは困難である。また、圧下率が９８％を超える圧延では、設備にとって過大な付加となるので、９８％を上限とすることが好ましく、より好ましい圧下率は９０〜９４％である。

仕上温度は、８２０℃未満になると、一部がフェライト域圧延となり板厚制御が困難となったり、製品の材質に悪影響を及ぼすことがあるため、８２０℃を下限とする。一方、９５０℃を超えると、組織の微細化を図ることが困難となるため、９５０℃を上限とする。また、仕上温度のより好ましい範囲は、８６０〜９２０℃である。

仕上げ圧延後、水冷あるいは空冷を行い、４００〜６３０℃の温度範囲で巻き取りを行う必要がある。これは、組織中に鉄基炭化物が均一に分散した熱延鋼板とし、冷延−焼鈍後に穴拡げ性や曲げ性を向上させるためである。この冷却中あるいは巻き取り処理後に、Ｔｉ析出物を核にＣｒ_２３Ｃ_６並びにセメンタイトが析出する。巻き取り温度が６３０℃を超えると、鋼板組織がフェライト及びパーライト組織となり、炭化物を均一に分散させることが出来ず、焼鈍後の組織が不均一になることから好ましくない。一方、巻き取り温度を４００℃未満とすると、Ｃｒ_２３Ｃ_６の析出が困難となるため、オーステナイト中にＣｒを濃化させることが出来ず本発明の効果である高強度化と溶接性、穴拡げ性の両立が困難となることから好ましくない。また、熱延板強度が過度に高くなりすぎてしまい、冷延が困難となることから好ましくない。

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対して、酸洗を行う。酸洗によって鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛めっき鋼板用あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性向上のためには重要である。また、一回の酸洗を行ってもよいし、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％で冷間圧延して冷延板とする。そして冷延板を連続焼鈍ラインや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４０％を下限とする。一方、圧下率が７０％を越えると、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、７０％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。

次いで、冷延板を連続焼鈍設備に通板する。まず５５０℃未満の温度では、７℃／秒以下の加熱速度（昇温速度）で冷延板を昇温する。この際に、冷間加工で導入された転位上にセメンタイトを更に析出させると共に、更なるセメンタイト中へのＣｒの濃化を行う。これにより、オーステナイトへのＣｒの濃化を促進可能となると共に、本発明の効果である強度とスポット溶接性、穴拡げ性との両立が達成される。加熱速度が、７℃／秒超では、セメンタイト析出の促進やセメンタイトへの更なるＣｒ濃化を図ることが出来ず、本発明の効果が発揮されない。また、加熱速度が０．１℃／秒を下回ると、極端に生産性が低下することから好ましくない。

そして、冷延板を５５０℃以上、Ａｃ１変態点温度以下の温度で２５〜５００秒間保持する。これによりＣｒ_２３Ｃ_６の析出物を核にセメンタイトを更に析出させる。また析出したセメンタイト中にＣｒを濃化させることができる。セメンタイトへのＣｒの濃化は、冷間圧延の際に生じた転位を通じて促進される。保持温度がＡｃ１変態点よりも高い場合、冷間圧延の際に生じた転位の回復（消滅）が顕著になるので、Ｃｒの濃化が遅くなる。またセメンタイトも析出しないことから、冷延板を５５０℃以上、Ａｃ１変態点温度以下の温度で２５〜５００秒間保持する必要がある。また、保持温度が５５０℃未満の場合、Ｃｒの拡散が遅く、セメンタイトへのＣｒの濃化には長時間を有することから、本発明の効果を発揮し難い。このため、保持温度を５５０℃以上、Ａｃ１変態点温度以下とする。また、保持時間が２５秒未満の場合、セメンタイトへのＣｒの濃化が不十分となってしまう。保持時間が５００秒よりも長い場合、安定化させすぎてしまい焼鈍時の溶解に長時間を要することとなり、生産性が悪くなってしまう。また、保持とは、単なる等温保持のみを意味するのではなく、徐加熱のようなこの温度域での滞留時間を意味する。
ここで、Ａｃ１変態点温度とは、下記式により算出される温度である。
Ａｃ１＝７２３−１０．７×％Ｍｎ−１６．９×％Ｎｉ＋２９．１×％Ｓｉ＋１６．９×％Ｃｒ
（式中の％Ｍｎ，％Ｎｉ，％Ｓｉ，％Ｃｒは、各元素Ｍｎ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｃｒの鋼中の含有量（質量％）を示す。）

次いで、冷延板を７５０〜８６０℃で焼鈍する。焼鈍温度をＡｃ１変態点よりも高い温度とすることによって、セメンタイトからオーステナイトに変態させて、オーステナイト中にＣｒを残存させたまま濃化させる。
この焼鈍工程において、微細析出したセメンタイトを核にオーステナイトが生成する。オーステナイトは後工程でマルテンサイトに変態するので、本発明鋼のように微細なセメンタイトを高密度に分散させた鋼では、マルテンサイトも微細化する。一方、一般的な鋼では、加熱中にセメンタイトが粗大化することから、セメンタイトからの逆変態によって生じるオーステナイトも粗大化する。一方、粗大化が抑制されると、個々のセメンタイトより生じたオーステナイトが近接して存在することから、見かけ上、一塊のようになるが本質は異なる（方位が違う）ため、結果、ブロックサイズは小さくなると推定される。この結果、マルテンサイトの硬度を極めて高く制御でき、Ｃ添加量を０．１％に抑えたとしても、８８０ＭＰa以上の強度が確保可能となる。この結果、強度と溶接性、穴拡げ性の両立が可能となる。
また、本発明鋼は、Ｎｂを添加していないことから、フェライトが再結晶し易く、ポリゴナルなフェライトが形成する。即ち、未再結晶フェライトや、圧延方向に延びたバンド状の組織が存在しない。その結果、穴拡げ性を劣化させない。
このように、発明者等はセメンタイト中にＣｒが容易に濃化することを始めて見出して、従来の常識とは反する鋼板の製造を実現した。
焼鈍時の最高加熱温度を７５０〜８６０℃の範囲としたのは、７５０℃未満では、熱延時に形成した炭化物を十分に溶解させることができず、８８０ＭＰａの強度確保に必要な硬質組織分率を確保できないためである。また、未溶解の炭化物は、再結晶フェライトの成長を止めることができないため、フェライトも粗大で、且つ、圧延方向に伸長したものになり、穴拡げ性や曲げ性の大幅な低下を招くことから望ましくない。一方、最高到達温度が８６０℃を超えるような過度の高温での焼鈍は、経済的に好ましくないばかりでなく、焼鈍時のオーステナイト体積率が多すぎてしまい、主相であるフェライトの体積率を５０％以上とすることができず延性に劣る。このことから、焼鈍時の最高到達温度は、７５０〜８６０℃の範囲とする必要がある。好ましく範囲は、７８０〜８４０℃である。

焼鈍の保持時間が短すぎると、未溶解炭化物が残存する可能性が高く、オーステナイト体積率が少なくなるため、１０秒以上とすることが好ましい。一方、保持時間が長すぎると、結晶粒が粗大化する可能性が高くなり強度及び穴拡げ性が低下するため、その上限は１０００秒とすることが好ましい。

引き続いて、焼鈍した冷延板を、焼鈍温度から６２０℃までを１２℃／秒以下の冷却速度で冷却する必要がある。本発明では、マルテンサイトの焼き戻しによる強度低下と、これを補うためのＣ添加量の増加によるスポット溶接性劣化を避けるため、マルテンサイト変態点開始温度（Ｍｓ点）をできるだけ低下させる必要がある。そのために、焼鈍後にめっきしない場合には、オーステナイトにＣを濃化させて安定化させるので、焼鈍温度から６２０℃までを１２℃／秒以下の冷却速度で冷却する必要がある。ただし、極端な冷却速度の低下は、フェライト体積率を過度に増大せしめ、マルテンサイトを硬質化したとしても、８８０ＭＰa以上の強度確保を困難とすることから好ましくない。また、オーステナイトがパーライトへと変態することから、強度確保に必要なマルテンサイト体積率が確保できない。このことから、冷却速度の下限値は、１℃／秒以上とする必要がある。望ましくは、１〜１０℃／秒の範囲であり、更に、好ましくは、２〜８℃／秒の範囲である。

引き続く６２０〜５７０℃の温度範囲での冷却の冷却速度を１℃／秒以上としたのは、冷却過程でのフェライトやパーライト変態を抑制するためである。フェライトの成長抑制のためＭｎやＣｒを多量添加し、新たなフェライトの核生成抑制のためにＢ添加を行ったとしても、その形成を完全に抑制することはできず、冷却過程で形成する場合がある。あるいは、６００℃近傍であれば、パーライト変態が起こり、硬質組織体積率が大幅に減じてしまう。その結果、硬質組織の体積率が小さくなりすぎてしまい、８８０ＭＰａの引張最大強度が確保できない。また、フェライト粒径も大きくなることから、穴拡げ性にも劣る。

そこで、１℃／秒以上の冷却速度で冷却する必要がある。一方、冷却速度を大きくしたとしても、材質上何ら問題はないが、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となるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。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。

次に、２５０〜１００℃の温度域を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。２５０〜１００℃の温度域の冷却速度を５℃／秒以上としたのは、マルテンサイトの焼き戻しと、これに伴う軟化を抑制するためである。マルテンサイトの変態温度が高い場合、再加熱による焼き戻しや、長時間の等温保持を行わなくとも、マルテンサイト中に鉄基炭化物が析出し、マルテンサイトの硬度が低下する場合がある。温度域を２５０〜１００℃としたのは、２５０℃超、あるいは、１００℃未満では、マルテンサイト変態や、マルテンサイト中の鉄基炭化物の析出が起こり難いためである。また、冷却速度が５℃未満では、マルテンサイトの焼き戻しによる強度低下が顕著になることから、冷却速度は５℃／秒以上とする必要がある。

焼鈍後の冷延鋼板にスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。圧下率が０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、０．１％が下限となる。圧下率が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よい。

また、焼鈍後の冷延鋼板の化成性を高める目的で、酸洗処理やアルカリ処理を行ってもよい。アルカリ処理や酸洗処理を行うことで、鋼板の化成性が向上し、塗装性や耐食性が向上する。

本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を製造する場合、前述した連続焼鈍ラインの代わりに連続溶融亜鉛めっきラインに冷延板を通板する。
連続焼鈍ラインに通板する場合と同様に、まず冷延板を７℃／秒以下の昇温速度で昇温する。そして、冷延板を５５０℃以上、Ａｃ１変態点温度以下の温度で２５〜５００秒間保持する。次いで７５０〜８６０℃で焼鈍する。
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から７５０〜８６０℃とする。最高加熱温度を７５０〜８６０℃の範囲としたのは、７５０℃未満では、熱延時に形成した炭化物を十分に溶解させることができず８８０ＭＰａの強度確保に必要な硬質組織分率を確保できないためである。７５０℃未満の温度では、フェライトと炭化物（セメンタイト）が共存可能であり、再結晶フェライトは、セメンタイトを乗り越えて成長できる。その結果、７５０℃未満の温度で焼鈍した場合、フェライトも粗大となり、穴拡げ性や曲げ性の大幅な低下を招くことから好ましくない。また、硬質組織の体積率も低下することから好ましくない。一方、最高到達温度が８６０℃を超えるような過度の高温での焼鈍は、経済的に好ましくないばかりでなく、焼鈍時のオーステナイト体積率が多すぎてしまい、主相であるフェライトの体積率を５０％以上とすることができず延性に劣る。このことから、焼鈍時の最高到達温度は、７５０〜８６０℃の範囲とする必要がある。好ましくは、７８０〜８４０℃の範囲である。

冷延板を溶融亜鉛めっきラインに通板する場合の焼鈍の保持時間も連続焼鈍ラインに通板する場合と同様の理由から１０秒以上とすることが好ましい。一方、保持時間が長すぎると、結晶粒が粗大化する可能性が高くなり強度及び穴拡げ性が低下する。このような問題を生じさせないためには、その上限を１０００秒とすることが好ましい。

引き続いて、焼鈍時の最高加熱温度から６２０℃までを１２℃／秒以下の冷却速度で冷却する必要がある。これは冷却過程でのフェライト形成を促進し、オーステナイト中へＣを濃化させることで、Ｍｓ点を３００℃未満にすることにある。特に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、一旦、冷却した後、合金化処理を施すことから、マルテンサイトは焼き戻され易い。このことから、Ｍｓ点を十分に低下させることで、合金化前でのマルテンサイト変態を抑制する必要がある。一般的に、Ｃ添加量を抑えながら、８８０ＭＰa以上の引張最大強度を確保する高強度鋼板は、ＭｎやＢを多量に含む場合が多く、冷却過程にてフェライトが生じ難く、Ｍｓ点も高い。この結果、合金化処理前でのマルテンサイト変態開始と、合金化処理での焼き戻しが起こり、軟化が生じやすい。これに対し、従来鋼にて、冷却過程で多量のフェライトを形成させると、強度が大幅に低下することから、フェライト体積率の増加によるＭｓ点の低下を行うことが難しかった。この効果は、冷却速度を１２℃／秒以下とすることで顕著になることから、冷却速度は１２℃／秒以下にする必要がある。一方、過度に冷却速度を低下させると、マルテンサイト体積率が低下しすぎてしまい、８８０ＭＰa以上の強度を確保するのが困難となる。また、オーステナイトがパーライトへと変態することから、強度確保に必要なマルテンサイト体積率が確保できない。このことから、冷却速度の下限値は、１℃／秒以上とする必要がある。

引き続き、連続焼鈍ラインに通板する場合と同様に、６２０〜５７０℃の温度範囲を１℃／秒以上の冷却速度で、焼鈍した冷延板を冷却する。これにより冷却過程でのフェライトやパーライト変態を抑制する。

次いで、焼鈍した冷延板を亜鉛めっき浴に浸漬する。めっき浴に浸漬された鋼板の温度（浴浸漬板温度）は、（溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃）から（溶融亜鉛めっき浴温度＋４０℃）までの温度範囲とすることが好ましい。更に好ましくは、焼鈍した冷延板をＭｓ℃以下には冷却しないで亜鉛めっき浴に浸漬することである。これは、マルテンサイトの焼き戻しによる軟化を避けるためである。
加えて、浴浸漬板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃）よりも低い場合、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。このため、その下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃）とする。但し、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃）よりも低くても、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＋４０℃）を超えると、めっき浴の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。

そして、冷延板を亜鉛めっき浴に浸漬した後、２５０〜１００℃の温度領域を５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、さらに室温まで冷却する。これによりマルテンサイトが焼き戻しされることを抑制できる。Ｍｓ点以下に冷却したとしても、冷却速度が小さい場合は、冷却過程にてマルテンサイト中に炭化物が析出する場合がある。そこで、冷却速度は、５℃／秒以上とする。冷却速度が５℃／秒未満では、冷却過程でマルテンサイト中に炭化物が生じ、軟化することから、８８０ＭＰa以上の強度確保が難しい。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、前述した連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、冷延板を亜鉛めっき浴に浸漬した後に、さらにめっき層の合金化を行う工程を有する。この合金化の工程では、亜鉛めっきした冷延板に対して４６０℃以上の温度で合金化処理を施す。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、６２０℃を超えると、合金化が過度に進行しすぎてしまい良好なパウダリング性を得ることができない。このことから、合金化処理温度は、６２０℃以下とすることが好ましい。特に、本発明の冷延鋼板は、組織制御の観点から、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂを複合で添加しており、５００〜６２０℃での変態抑制効果が極めて強い。このことから、パーライト変態や炭化物析出を特に気にする必要はなく、本発明の効果を安定して得ることができ、材質ばらつきが小さい。また、本発明の鋼板は、合金化処理前には、マルテンサイトを含まないことから、焼き戻しによる軟化を気にする必要もない。

合金化処理の熱処理後には、表面粗度の制御、板形状制御、あるいは、降伏点伸びの抑制のために、スキンパス圧延を行うことが好ましい。その際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。スキンパス圧延の圧下率が０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、０．１％が下限となる。一方、スキンパス圧延の圧下率が１．５％超えると生産性が著しく低下するので、１．５％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よい。

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のうち何れか１種又は２種以上からな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、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、何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、めっきの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、本発明の冷延鋼板を電気めっきしても鋼板の有する引張強度、延性及び穴拡げ性を何ら損なうことはない。すなわち、本発明の冷延鋼板は電気めっき用素材としても好適である。有機皮膜や上層めっきを行ったとしても、本発明の効果は得られる。

本発明の鋼板は、単なる溶接継ぎ手の強度のみならず、溶接部を含む素材あるいは部品の変形能にも優れている。一般的に、鋼板組織を細粒化し強度確保を行った場合、スポット溶接の際に与えられる熱により、溶融部近傍も加熱されるため、粒径が大きくなり、熱影響部での強度低下が顕著となる場合がある。この結果、軟化した溶接部を含む鋼板をプレス成形した場合、軟化部に変形が集中し、破断を生じることから、変形能に劣る。しかしながら、本発明の鋼板は、焼鈍工程でフェライト粒径を制御するために添加したＴｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｂ等の粒成長抑制効果の強い元素を多く含むことから、熱影響部でフェライトの粗大化が生じず、軟化が生じ難い。すなわち、スポット、レーザー、アーク溶接部の継ぎ手強度に優れるのみならず、テーラードブランク材のような溶接部を含む部材のプレス成形性（ここでは、溶接部を含む素材を成形加工したとしても、溶接部あるいは熱影響部で破断が起きないことを意味する。）にも優れる。

また、本発明の成形性と穴拡げ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。

以下、実施例により本発明の効果をより明らかなものとする。なお、本発明は、以下の実施例に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。

先ず、表１に示す成分（単位：質量％）を有するスラブを、１２３０℃に加熱し、圧下率８７．５％の粗圧延を行い粗圧延板とした。その後、表２〜５に示す条件にて、９５０〜１０８０℃の温度範囲にて粗圧延板を保持した後、圧下率９０％で仕上げ圧延を行い熱延板とした。そして表２〜５に示す条件にて、空冷及び水冷を行った後に熱延板を巻き取った。一部の鋼板に関しては、仕上げ圧延後空冷することなく直ちに水冷を行い、巻き取りを行った。得られた熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷間圧延を行い、冷延板とした。
なお、表中、下線は本発明の範囲外の条件であることを示す。表１中、−＊１は、添加していないことを意味する。表２〜５中、製品板の種類＊２の欄において、ＣＲは冷延鋼板を示し、ＧＩは溶融亜鉛めっき鋼板を示し、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき鋼板をそれぞれ示す。またＦＴは仕上げ圧延温度（仕上げ温度）を示す。

（冷延鋼板）
冷延板に表６〜９に示す条件で、焼鈍設備により焼鈍を行った。
冷延板を所定の平均加熱速度（平均昇温速度）で昇温し、５５０℃以上、Ａｃ１変態点温度以下の温度で所定の時間保持した。そして各焼鈍温度まで加熱し、９０秒間の保持を行った。その後、表６〜９の冷却条件で冷却した。そして、表１０〜１３の所定の冷却速度で室温まで冷却し、冷延鋼板を製造した。
なお、表１０〜１３中、−＊３は、各工程を実施していないことを意味し、＊６は、一旦室温まで冷却した後、所定の温度で焼き戻し処理を行ったことを意味する。

冷延鋼板を製造する場合の炉内雰囲気に関して、ＣＯとＨ_２を複合混合した気体を燃焼させ発生したＨ_２Ｏ、ＣＯ_２を導入する装置を取り付け、さらに露点を−４０℃としたＨ_２を１０体積％含むＮ_２ガスを導入することによって、炉内の雰囲気制御を行った。

（亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板）
冷延板に対して連続溶融亜鉛めっき設備により焼鈍とめっきを行った。
焼鈍条件並びに炉内雰囲気に関して、めっき性を確保するため、ＣＯとＨ_２を複合混合した気体を燃焼させ発生したＨ_２Ｏ、ＣＯ_２を導入する装置を取り付け、さらに露点を−１０℃としたＨ_２を１０体積％含むＮ_２ガスを導入し、表６〜９で示す条件で焼鈍を行った。
そして、焼鈍して所定の冷却速度で冷却した冷延板を亜鉛めっき浴に浸漬した。次いで、表１０〜１３の冷却速度で冷却し、亜鉛めっき鋼板を製造した。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、冷延板を亜鉛めっき浴に浸漬した後に、表１０〜１３に示された４８０〜５９０℃の温度範囲にて合金化処理を行った。
特に、Ｓｉを多く含む鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｊにおいて、上記炉内雰囲気の制御を行わないと、不めっきや合金化の遅延を生じ易いことから、Ｓｉの含有量が高い鋼に溶融めっき、及び、合金化処理を行う場合、雰囲気（酸素ポテンシャル）制御を行う必要がある。
めっき鋼板の溶融亜鉛めっきの目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ^２とした。最後に、得られた鋼板について圧下率が０．３％のスキンパス圧延を行った。

次に、得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、以下の方法によりミクロ組織の分析を行った。ナイタール試薬又は特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬を用いて、鋼板の圧延方向に沿った断面又は圧延方向と直交する方向に沿った断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察、並びに１０００〜１０００００倍の走査型及び透過型電子顕微鏡により観察した。これにより、ミクロ組織の各相である、フェライト、パーライト、セメンタイト、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、及び形態の観察及びフェライト粒径の測定を行った。
各相の体積率は、２０００倍の走査型電子顕微鏡観察を用い、各２０視野を測定し、ポイントカウント法にて体積率を測定して求めた。
マルテンサイトブロックサイズの測定にあたっては、ＦＥ-ＳＥＭ ＥＢＳＰ法を用いた組織観察、結晶方位の同定を行い、ブロックサイズを測定した。ただし、本発明の鋼板は、従来鋼に比較し、マルテンサイトブロックサイズがかなり小さく、ＦＥ-ＳＥＭ ＥＢＳＰ法による組織解析にあたっては、十分にステップサイズを小さくする必要がある。本発明では、ステップサイズ５０ｎｍにてスキャンを行い、個々のマルテンサイトの組織解析を行い、ブロックサイズを同定した。

また、マルテンサイト中のＣｒ量／ポリゴナルフェライト中のＣｒ量は、ＥＰＭＡを用いて、測定を行った。本鋼板は、鋼板の組織が微細であることから、３０００倍の倍率にてスポット径０．１μｍの条件にて分析を行った。
本研究では、フェライトに対するマルテンサイトの硬度比（ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ）の測定は、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、０．２ｇ重にて、押し込み深さ測定法にて硬度を測定した。
硬度比ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦが、３．０以上となるものを本発明の範囲とした。これは、強度、穴拡げ性および溶接性を同時に具備するために必要なマルテンサイト硬度を、種々の実験にて求めた結果導き出された結果である。硬度比が、３．０未満であると、強度が確保できない、穴拡げ性が劣化する、あるいは、溶接性が劣化するといった問題が生じることから、硬度比は３．０以上とする必要がある。

また、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張最大応力（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。なお、本鋼板は、フェライトと硬質組織からなる複合組織鋼板であり、降伏点伸びが出現しない場合が多い。このことから、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。そして、ＴＳ×Ｅｌが１６０００（ＭＰａ×％）以上となるものを強度−延性バランスが良好な高強度鋼板とした。

穴拡げ率（λ）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、評価した。
各条件とも、５回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡げ率とした。そして、ＴＳ×λが、４００００（ＭＰａ×％）以上となるものを、強度−穴拡げ性バランスが良好な高強度鋼板とした。

この良好な強度−延性バランス、並びに、良好な強度−穴拡げ性バランスを同時に具備するものを、穴拡げ性と延性のバランスが優れた高強度鋼板とした。

なお、曲げ性に関しても併せて評価した。曲げ性に関しては、圧延方向と垂直方向に１００ｍｍ、圧延方向に３０ｍｍの試験片を採取し、９０°曲げの割れ発生限界曲げ半径によって評価した。すなわち、ポンチ先端部の曲げ半径を０．５ｍｍから３．０ｍｍまで０．５ｍｍ刻みで曲げ性を評価し、割れ発生のない最小曲げ半径を限界曲げ半径と定義した。本発明鋼の特性を評価したところ、本発明の条件を満足する限り、０．５ｍｍと良好な曲げ性を示した。

スポット溶接性は次の条件で評価した。
電極（ドーム型）：先端径６ｍｍφ
加圧力：４．３ｋＮ
溶接電流：（ＣＥ―０．５）ｋＡ（ＣＥ：散り発生直前の電流）
溶接時間：１４サイクル
保持時間：１０サイクル

溶接後、ＪＩＳ Ｚ ３１３６及びＪＩＳ Ｚ ３１３７に従って、十字引張試験及び剪断引張試験を行った。溶接電流をＣＥとする溶接を各５回行い、その平均値をそれぞれ、十字引張試験での引張強度（ＣＴＳ）及び剪断引張試験での剪断引張強度（ＴＳＳ）とした。これら値の比で表される延性比（＝ＣＴＳ／ＴＳＳ）が０．４以上のものを溶接性に優れる高強度鋼板とした。

得られた結果を表１４〜２５に示す。
なお、表１４〜１７中、製品板の種類＊２の欄において、ＣＲは冷延鋼板を示し、ＧＩは溶融亜鉛めっき鋼板を示し、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき鋼板をそれぞれ示す。また、組織＊４の欄において、Ｆはフェライトを示し、Ｂはベイナイトを示し、Ｍはマルテンサイトを示し、ＴＭは焼き戻しマルテンサイトを示し、ＲＡは残留オーステナイトを示し、Ｐはパーライトを示し、Ｃはセメンタイトをそれぞれ示す。
また、表１８〜２１中、フェライト形態＊５の欄において、ポリゴナルは、アスペクト比２以下のフェライトを示し、伸長は、圧延方向に伸びたフェライトをそれぞれ示す。

本発明の鋼板は、硬質組織であるマルテンサイトのブロック径を０．９μｍ以下と極めて小さくし、主相であるフェライトを細粒化することで、細粒強化による高強度化を図っていることから、Ｃを０．０９５％以下の添加に抑えたとしても、優れた溶接継ぎ手強度が得られる。加えて、本発明の鋼板は、ＣｒやＴｉを添加していることから、溶接時に加えられる熱による軟化を生じがたく、溶接部周りでの破断も抑制可能である。この結果、単にＣの添加量を０．０９５％以下に抑えた以上の効果を発現することができ、極めて優れた溶接性を有している。
なお、本発明の鋼板は、穴拡げ性と同時に、伸びに優れていることから、例えば、穴拡げ性と伸びを同時に必要とする成形様式である伸びフランジ性、あるいは、ｎ値（均一伸び）と相関がある張り出し成形性に関しても優れる。

表１４〜２５に示すように、鋼Ｎｏ．Ａ−１，３，６〜９，１２，１９，２４，３２、鋼Ｎｏ．Ｂ−１〜３、鋼Ｎｏ．Ｃ−１、鋼Ｎｏ．Ｄ−１、鋼Ｎｏ．Ｅ−１，４，７，８、鋼Ｎｏ．Ｆ−１，２、鋼Ｎｏ．Ｇ−１は、鋼板の化学的成分が本発明で規定する範囲内にあり、且つ、製造条件も本発明で規定する範囲内にある。この結果、主相を粒径４μｍ以下のポリゴナルフェライトとし、且つ、その体積率を５０％超とすることができる。またベイナイト及びマルテンサイトの硬質組織を有し、マルテンサイトのブロックサイズが０．９μｍ以下であり、マルテンサイト中のＣｒ含有量が、ポリゴナルフェライト中のＣｒ含有量の１．１〜１．５倍の量とすることができる。これにより、引張最大強度８８０ＭＰａ以上で、溶接性、延性及び穴拡げ性を極めて高いバランスで有する鋼板が製造可能である。

一方、鋼Ｎｏ．Ａ−２，２０，２５、鋼Ｎｏ．Ｅ−２，３，９は、９５０〜１０８０℃での保持時間が短く、オーステナイト域にてＴｉＣやＮｂＣといった微細析出物を析出させることができず、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径を微細化できない。また、仕上げ圧延後も扁平な形状をする場合が多く、冷延及び焼鈍後のフェライトの形態も影響を受け、圧延方向に伸長した形態になりやすい。
その結果、穴拡げ性の指標となるＴＳ×λ値が、４００００（ＭＰａ×％）未満と低く穴拡げ性に劣る。

鋼Ｎｏ．Ａ−４，２９、鋼Ｎｏ．Ｅ−２，１０は、仕上げ圧延温度（ＦＴ）が、８２０℃未満となるため、仕上げ圧延後に圧延方向に極端に伸びた未再結晶オーステナイトとなり、巻き取り、冷延、焼鈍を経たとしても、その影響を受けることとなる。
その結果、主相であるフェライトが、圧延方向に伸びた伸長フェライトとなることから、ＴＳ×λ値が４００００（ＭＰａ×％）未満と低く穴拡げ性に劣る。

鋼Ｎｏ．Ａ−２６、鋼Ｎｏ．Ｅ−３は、仕上げ圧延温度が９５０℃超と極めて高く、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が大きくなり、冷延、焼鈍を経ると不均一な組織となり、冷延、焼鈍後の伸長フェライト形成の原因になる。また、この温度域は、ＴｉＣの析出が最も起こりやすいことから、ＴｉＣが析出し過ぎてしまい、後工程でＴｉをフェライト細粒化や析出強化に利用し難いことから強度が低下する。この結果、ＴＳ×λ値が４００００（ＭＰａ×％）未満と低く穴拡げ性に劣る。

鋼Ｎｏ．Ａ−１０、鋼Ｎｏ．Ｅ−１２は、巻き取り温度が６３０℃超と高く、熱延板組織がフェライトとパーライト組織となるため、冷延−焼鈍後の組織も熱延板組織の影響を受ける。具体的には、フェライト及びパーライトより成る粗大な組織を有する熱延板が冷間圧延されたとしても、パーライト組織を均一微細に分散させることが出来ないことから、冷間圧延にて延ばされたフェライトは再結晶後も伸長した形態となり、パーライト組織が変態することで形成されるオーステナイト（冷却後は、マルテンサイト）もバンド状に連なった形態となる。この結果、穴拡げ成形のように亀裂形成を伴う加工では、伸長したフェライト、あるいは、バンド状に配列したマルテンサイトに沿って亀裂が進展することから、穴拡げ性に劣る。また、巻き取り温度が高すぎるため、析出したＴｉＣやＮｂＣが粗大であり、析出強化に寄与しないことから強度も低下する。更には、固溶ＴｉやＮｂも残らないことから、焼鈍時のフェライト再結晶の遅延が十分でなく、フェライト粒径が４μｍ超と大きくなることから、細粒化による穴拡げ性向上効果が得難く、ＴＳ×λ値が４００００（ＭＰａ×％）未満と低く穴拡げ性に劣る。

鋼Ｎｏ．Ａ−１５，３４、Ｅ−１４，１５は、焼鈍時の昇温速度が７℃／秒超と高いため、マルテンサイト中のＣｒ濃度を所定の範囲とすることが出来ず、８８０ＭＰa以上の強度を確保することが出来ない。

鋼Ｎｏ．Ａ−１６，２２、鋼Ｎｏ．Ｅ−６，１６は、５５０℃〜Ａｃ１間での保持時間が２５秒未満と短く、Ｃｒ_２３Ｃ_６を核にしたセメンタイト促進効果や、セメンタイト中へのＣｒ濃化の効果が得られず、これによる効果であるマルテンサイトブロックサイズの微細化による高強度化の効果が得られない。このことから、８８０ＭＰａ以上の強度を確保できない。

鋼ＮｏＡ−１１，３０、鋼Ｎｏ．Ｅ−１３は、冷延後の焼鈍温度が、７５０℃未満と低く、セメンタイトがオーステナイトへと変態しないことから、オーステナイトによるピン止め効果が働かず、再結晶フェライト粒径が４μｍ超と大きくなり、本発明の効果であるフェライト細粒化による穴拡げ性向上の効果を得られないことから、穴拡げ性に劣る。

鋼Ｎｏ．Ａ−１３，３１、鋼Ｎｏ．Ｃ−２は、焼鈍温度が８６０℃超と高すぎるためフェライト体積率を５０％以上とすることができず、ＴＳ×Ｅｌが１６０００（ＭＰａ×％）未満と低く、延性に劣る。

鋼Ｎｏ．Ａ−１８，２３，３６は、２５０〜１００℃の温度範囲での冷却速度が５℃／秒未満であることから、冷却過程でのマルテンサイト中に鉄基炭化物が析出する（マルテンサイトが焼き戻され、焼き戻しマルテンサイトを含む）。このため、硬質組織が軟化し、８８０ＭＰａ以上の強度が確保できない。

鋼Ｎｏ．Ｊ−１は、８８０ＭＰａ以上の強度と優れた延性を確保可能なものの、Ｃの含有量が０．０９５％超となることから、延性比が０．５未満となり、溶接性に劣る。また、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂを含まないことから、フェライト微細化効果による穴広げ性向上効果も得られず、穴拡げ性に劣る。

鋼Ｎｏ．Ｋ−１は、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂを複合で含むことから、良好な溶接性、延性、穴拡げ性が確保可能なものの、Ｃの含有量が０．０５％未満と低く、十分な量の硬質組織分率が確保できないことから、８８０ＭＰａ以上の強度が確保できない。

鋼Ｎｏ．Ｌ−１は、Ｂを含まないことから、熱延板の組織制御によるフェライト微細化や、焼鈍時の変態抑制による微細化の効果が得難いため、穴拡げ性に劣る。また、焼鈍時の冷却過程で、フェライト変態を抑制しがたいことから、多量のフェライトが形成しすぎてしまい８８０ＭＰａ以上の強度確保ができない。

鋼Ｎｏ．Ｍ−１は、Ｃｒを含まないことから、マルテンサイトブロックサイズ微細化の効果が得難く、マルテンサイトブロックサイズが０．９μｍ超となり、８８０ＭＰａ以上の強度を確保することが出来ず、かつ、穴拡げ性に劣る。

鋼Ｎｏ．Ｎ−１は、Ｓｉを含まないことから、焼鈍後の冷却過程でパーライトが出易い、あるいは、合金化処理時にセメンタイト及びパーライトが出易いことから、硬質組織分率が大幅に減少し、８８０ＭＰａ以上の強度を確保することができない。

鋼Ｎｏ．Ｏ−１は、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｂを含まず、かつＭｎの含有量が１．７％未満であることから、フェライト微細化や硬質組織の確保が行えず、８８０ＭＰａ以上の強度確保ができない。

鋼Ｎｏ．Ｑ−１は、Ｎの含有量が０．００５％以上であるため、ＴＳ×λが低く穴拡げ性に劣る。

鋼Ｎｏ．Ｒ−１は、Ｍｎの含有量が２．６％超であるため、マルテンサイト中のＣｒ量/ポリゴナルフェライト中のＣｒ量が小さく、Ｃｒのマルテンサイトへの濃化が生じていないことが分かった。これによりＴＳ×λが低く穴拡げ性に劣る。

鋼Ｎｏ．Ａ−１４，２１，３３、鋼Ｎｏ．Ｐ−１，２では、一旦マルテンサイトを形成させた後、加熱を行っているため、硬質組織として焼き戻しマルテンサイトを含む。このため、同一成分を有するフェライト及びマルテンサイトよりなる鋼に比較し、強度が低下することから８８０ＭＰaの強度確保が難しい、あるいは、焼き戻しマルテンサイト体積率を増加させることによって、低下した強度を補う必要があることから溶接性の点で劣る。

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り最大強度８８０ＭＰａ以上であり、良好な溶接性、延性、穴拡げ性を同時に具備する極めて成形性の優れた鋼板を安価に提供するものであり、この鋼板は例えば自動車用の構造部材や、補強用部材、足回り用部材などに用いて好適なことから、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 (10)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５％以上、０．０９５％以下、
   Ｃｒ：０．１５％以上、２．０％以下、
   Ｂ：０．０００３％以上、０．０１％以下、
   Ｓｉ：０．３％以上、２．０％以下、
   Ｍｎ：１．７％以上、２．６％以下、
   Ｔｉ：０．００５％以上、０．１４％以下、
   Ｐ：０．０３％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ａｌ：０．１％以下、
   Ｎ：０．００５％未満、及び
   Ｏ：０．０００５％以上、０．００５％以下を含有し、
   残部として鉄及び不可避的不純物を含み、
   鋼板組織が、主として結晶粒径が４μｍ以下であるポリゴナルフェライトと、ベイナイト及びマルテンサイトの硬質組織とを有し、
   前記ポリゴナルフェライトの体積分率が５０％以上９０％以下であり、前記硬質組織の体積分率が５０％未満であり、前記ベイナイトの体積分率が２０％未満であり、
   前記マルテンサイトのブロックサイズが０．９μｍ以下であり、
   前記マルテンサイト中のＣｒ含有量が、前記ポリゴナルフェライト中のＣｒ含有量の１．１〜１．５倍の量であり、
   引張強度が８８０ＭＰａ以上であることを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板。
2. 鋼中にＮｂが含まれず、かつ鋼板組織がバンド状組織を有していないことを特徴とする請求項１に記載の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板。
3. さらに、鋼中に質量％で、
   Ｎｉ：０．０５％未満、
   Ｃｕ：０．０５％未満、及び
   Ｗ：０．０５％未満
   の中から選ばれる少なくとも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に記載の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板。
4. さらに、鋼中に質量％で、
   Ｖ：０．０１％以上、０．１４％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板。
5. 請求項１に記載の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に施された溶融亜鉛めっきとを有することを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
6. 請求項１に記載の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に施された合金化溶融亜鉛めっきとを有することを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 請求項１に記載される鋼中の化学成分からなる鋳造スラブを直接１２００℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱する工程と、
   前記加熱された鋳造スラブに圧下率が７０％以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、
   前記粗圧延板を９５０〜１０８０℃の温度域にて６秒以上保持し、さらに、圧下率が８５％以上で仕上温度が８２０〜９５０℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、
   前記熱延板を６３０〜４００℃の温度域にて巻き取る工程と、
   前記熱延板を酸洗後、圧下率が４０〜７０％となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、
   前記冷延板を連続焼鈍ラインに通板する工程とを有し、
   前記冷延板を連続焼鈍ラインに通板する工程では、前記冷延板を７℃／秒以下の昇温速度で昇温し、５５０℃以上、Ａｃ１変態点温度以下の温度で２５〜５００秒間保持し、次いで７５０〜８６０℃で焼鈍し、引き続いて、６２０℃の温度まで１２℃／秒以下の冷却速度で冷却し、６２０〜５７０℃間を１℃／秒以上の冷却速度で冷却して、２５０〜１００℃間を５℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
8. 請求項１に記載される鋼中の化学成分からなる鋳造スラブを直接１２００℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱する工程と、
   前記加熱された鋳造スラブに圧下率が７０％以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、
   前記粗圧延板を９５０〜１０８０℃の温度域にて６秒以上保持し、さらに、圧下率が８５％以上で仕上温度が８２０〜９５０℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、
   前記熱延板を６３０〜４００℃の温度域にて巻き取る工程と、
   前記熱延板を酸洗後、圧下率が４０〜７０％となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、
   前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程とを有し、
   前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程では、前記冷延板を７℃／秒以下の昇温速度で昇温し、５５０℃以上、Ａｃ１変態点温度以下の温度で２５〜５００秒間保持し、次いで７５０〜８６０℃で焼鈍し、引き続いて、焼鈍時の最高加熱温度から６２０℃の温度まで１２℃／秒以下の冷却速度で冷却し、６２０〜５７０℃間を１℃／秒以上の冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで２５０〜１００℃間を５℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 請求項７に記載の方法により製造された冷延鋼板に、亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
10. 請求項１に記載される鋼中の化学成分からなる鋳造スラブを直接１２００℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後１２００℃以上に加熱する工程と、
    前記加熱された鋳造スラブに圧下率が７０％以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、
    前記粗圧延板を９５０〜１０８０℃の温度域にて６秒以上保持し、さらに、圧下率が８５％以上で仕上温度が８２０〜９５０℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、
    前記熱延板を６３０〜４００℃の温度域にて巻き取る工程と、
    前記熱延板を酸洗後、圧下率が４０〜７０％となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、
    前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程とを有し、
    前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程では、前記冷延板を７℃／秒以下の昇温速度で昇温し、５５０℃以上、Ａｃ１変態点温度以下の温度で２５〜５００秒間保持し、次いで７５０〜８６０℃で焼鈍し、引き続いて、焼鈍時の最高加熱温度から６２０℃の温度まで１２℃／秒以下の冷却速度で冷却し、６２０〜５７０℃間を１℃／秒以上の冷却速度で冷却して、亜鉛めっき浴に浸漬し、４６０℃以上の温度で合金化処理を施し、次いで２５０〜１００℃間を５℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。