JP4659134B2 - 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車、建材、家電製品などの用途に適する鋼板であって、穴拡げ性や延性等の加工性に優れ、なおかつ疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法に関する。

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、及び、燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、高強度鋼板が使用されている。
特に、安全意識の高まりに加え、法規制の強化から、衝突安全性を確保する必要性が高まっており、そのため、これまで低強度の鋼板しか用いられてい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。
しかしながら、材料の成形性は、材料の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に高強度鋼板を用いる際には、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。

自動車部材のような複雑形状を有する部材に高強度鋼板を用いるに当たっては、成形性として、例えば、延性、張り出し成形性、穴拡げ性等の異なる成形性を同時に具備することが求められる。
また、自動車部材では、走行中に繰り返し荷重を受けることから、あわせて疲労耐久性にも優れていることが求められる。

薄鋼板の成形性として重要な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成る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（例えば、特許文献１、特許文献２参照）。
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（例えば、特許文献３、特許文献４、特許文献５、特許文献６、非特許文献１参照）。

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、ＤＰ鋼板は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より成る組織とすると、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場合には、両組織の界面に微小なマイクロボイドが形成され、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５４０ＭＰａ以上のＤＰ鋼板では、鋼板中のマルテンサイト体積率は比較的高く、フェライトとマルテンサイトの界面も多く存在することから、界面に形成され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。
このような理由により、ＤＰ鋼板の穴拡げ性は劣位であることが知られている（例えば、非特許文献２参照）。

また、ＤＰ鋼では、繰り返し変形の際に生じた亀裂が、硬質組織を迂回することで疲労耐久性（亀裂伝播抑性）が向上することが知られている。これは、マルテンサイトやベイナイトが、フェライトに比較して硬質であり、疲労亀裂が伝播できないことから、疲労亀裂はフェライト側、あるいは、フェライトと硬質組織の界面を伝播し、硬質組織を迂回することによるものである。
ＤＰ鋼では、硬質組織が変形し難いことから、繰り返し変形によって生じる転位運動や表面凹凸の変化は、フェライト側での転位運動によって担われている。このため、ＤＰ鋼の疲労耐久性のなお一層の向上には、フェライトにおいて疲労亀裂の形成を抑制することが重要となる。しかしながら、フェライトは軟質であり、フェライト中での亀裂形成を抑制することは難しいという問題がある。このため。ＤＰ鋼の更なる疲労耐久性の向上には課題がある。

鋼板組織が、フェライト及び残留オーステナイトより成る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、延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、一旦、打ち抜きや切断等を行うと、切断された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。また、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も報告されている。
あるいは、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形成の起点となるためである。
また、これらのＴＲＩＰ鋼板や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、硬質組織のため、疲労耐久性についてはＤＰ鋼と同様である。

このような事情から、前記の特許文献３〜５及び非特許文献１に示されるような、鋼板の主相をベイナイトもしくは析出強化したフェライトの単相組織とし、かつ、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、穴拡げ性を優れたものとした高強度熱延鋼板が開発されてきた。
しかし、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。

さらに、析出強化したフェライトの単相組織とした鋼板は、Ｔｉ、ＮｂあるいはＭｏ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、７８０ＭＰａ以上の高強度と、優れた穴拡げ性の両立を可能とするものである。しかし、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。
即ち、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が、冷延鋼板においては、フェライトは加工され、その後の焼鈍時に、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。そのため、その強化能が大幅に減少してしまい強度確保が難しくなる。

また、析出強化鋼に添加される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。さらに、冷延鋼板で、熱延鋼板並みの延性が得られたとしても、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。加えて、ＮｂやＴｉなどの高価な合金炭化物形成元素を多量に添加せねばならず、コスト高を招くという問題も有している。

また、析出強化鋼は、疲労耐久性の向上については、ＤＰ鋼に劣るものの一定の効果がある。これは、析出物が転位の運動を妨げることから、疲労亀裂形成の原因となる表面への凹凸形成を抑え、表面での亀裂の形成を抑制するためである。
しかし、析出強化鋼では、一旦表面に凹凸が形成されると、凹凸部に大きな応力集中を生じることから、亀裂の伝播を抑制できず、析出強化による疲労耐久性向上には限界がある。

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６や、特許文献７などに記載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り、硬質組織を軟化させたとしても、依然として、マルテンサイトは硬質であることから、穴拡げ性劣化を避けることが出来ない。加えて、マルテンサイトの軟化により、強度低下が生じることから、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、硬質組織分率増加に伴う穴拡げ性の劣化が引き起こされるという問題を有していた。また、冷却終点温度が変動すると、マルテンサイト体積率がばらつくことから、材質がばらつき易いという問題も有していた。

これら問題を解決する手段として、あるいは、十分なマルテンサイト体積率を確保するため、水槽等を用いて室温まで焼き入れることで、十分な量のマルテンサイト体積率の確保を行う場合があるが、水等を用いた冷却を行うと、鋼板の反りや切断後のキャンバー等の形状不良を生じ易い。
これら形状不良の原因は、単なる板の変形のみに依るのではなく、冷却時の温度ムラに起因した残留応力を原因とする場合があり、板形状としては良好でも、切断後に反りやキャンバーといった形状不良を引き起こす場合がある。また、後工程で矯正しがたいという課題も有している。このことから、材質確保の点だけでなく、使い易さの観点でも課題がある。

このように、延性や張り出し成形性、あるいは、穴拡げ性の確保に必要な鋼板組織が極めて異なっていることから、鋼板に、これら特性を同時に具備させることは、極めて難しい。また、疲労耐久性の更なる向上には、課題があった。

特開昭５３−２２８１２号公報 特開平１−２３０７１５号公報 特開２００３-３２１７３３号公報 特開２００４−２５６９０６号公報 特開平１１−２７９６９１号公報 特開昭６３−２９３１２１号公報 特開昭５７−１３７４５３号公報

ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ４１１ ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ３９１

上記したように、延性を高めるためには、鋼板組織を軟質組織及び硬質組織より成る複合組織とすることが望ましく、穴拡げ性を高めるためには、組織間の硬度差の小さい均一組織とすることが望ましい。
このように、延性と穴拡げ性は、それぞれの特性を確保するために必要な組織が異なっており、このために両方の特性を兼備する鋼板を提供することは困難とされていた。その上、さらに疲労耐久性についてもそれを向上させようとする試みはなされていなかった。
本発明はこのような事情を考慮してなされたものであり、ＤＰ鋼並み優れた延性と、単一組織の鋼板が有するものと同等の優れた穴拡げ性を両立しながら高強度とし、さらに、疲労耐久性を向上させた鋼板並びにその製造方法を提供するものである。

そのような本発明の特徴は以下の通りである。
（１）本発明は、穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度冷延鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主として体積％で５０％超のフェライトと５％以上の硬質組織からなり、硬質組織は、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトからなり、隣接する何れかのフェライトとの結晶方位差が９°未満である硬質組織の割合が、硬質組織全体の体積率の５０％以上であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
（２）本発明は、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有することを特徴とする。
（３）本発明は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする。
（４）本発明は、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有することを特徴とする。
（５）本発明は、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする。
（６）本発明は、（１）〜（５）のいずれかに記載の冷延鋼板の表面に亜鉛系めっきを有することを特徴とする。

（７）本発明は、穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度冷延鋼板の製造方法であって、（１）〜（５）のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、２００〜６００℃間の加熱速度（ＨＲ１）が２．５〜１５℃／秒で、６００℃〜最高加熱温度間の加熱速度（ＨＲ２）が（０．６×ＨＲ１）℃／秒以下で加熱した後、最高加熱温度を７６０℃〜Ａｃ３変態点として焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする。
（８）本発明は、穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法であって、（１）〜（５）のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、２００〜６００℃間の加熱速度（ＨＲ１）が２．５〜１５℃／秒で、６００℃〜最高加熱温度間の加熱速度（ＨＲ２）が（０．６×ＨＲ１）℃／秒以下加熱した後、最高加熱温度を７６０℃〜Ａｃ３変態点として焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする。
（９）本発明は、穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法であって、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、２００〜６００℃間の加熱速度（ＨＲ１）が２．５〜１５℃／秒で、６００℃〜最高加熱温度間の加熱速度（ＨＲ２）が（０．６×ＨＲ１）℃／秒以下で加熱した後、最高加熱温度を７６０℃〜Ａｃ３変態点として焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、必要に応じて４６０〜５４０℃の温度で合金化処理を施し、亜鉛めっき浴に浸漬前、浸漬後、あるいは、合金化処理後の何れか、あるいは、その合計で（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする。
（１０）本発明は、穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法であって、（７）に記載の方法で鋼板を製造したのち、亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする。

本発明によれば、鋼板成分、焼鈍条件を制御することにより、主としてフェライトと硬質組織からなり、隣接するフェライトと硬質組織間の結晶方位差が９゜未満であり、これにより引張り最大強度で５４０ＭＰａ以上の優れた延性と優れた穴拡げ性を具備するとともに、疲労耐久性にも優れた高強度冷延鋼板や高強度亜鉛めっき冷延鋼板を安定して得ることができる。

鋼を冷間加工後にＡｃ１以上の温度に加熱した場合の相変態の様子を模式的に示す図であり、（ｉ）は本発明の場合を、（ii）は従来の場合をそれぞれ示す。 焼鈍した後の鋼板から得られたＦＥＳＥＭ-ＥＢＳＰ法によるImage Quality（ＩＱ）像の一例を示す図であり、（ｉ）は本発明の場合を、（ii）は比較例の場合をそれぞれ示す。

以下に本発明を詳細に説明する。
本発明者は、引張り最大強度５４０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、鋼板組織をフェライトと硬質組織とした場合でも、優れた延性と優れた穴拡げ性を両立させることができるようにすることを目的として鋭意検討を行った。
その結果、硬質組織と隣接するいずれかのフェライトとの結晶方位差が９°未満とする硬質組織の割合を、硬質組織全体の体積率の５０％以上とすることで、換言すると、隣接するいずれかのフェライトとの結晶方位差が９°未満となっている硬質組織を主体とすることで、複合組織鋼板の特徴である優れた延性を確保しながらも、優れた穴拡げ性が確保可能なことを見出した。また、そのようにした鋼板は、疲労耐久性にも優れたものとなることを見出した。

そこで、最初に鋼板の組織の限定理由について述べる。
一般的に、軟質組織であるフェライトは、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質組織とは変形能が異なる。フェライトと硬質組織よりなる鋼板では、軟質なフェライトは変形し易いものの、硬質なベイナイトやマルテンサイトは変形し難い。その結果、そのような鋼板に、穴拡げ加工や伸びフランジ加工のような大変形を行う場合、両組織の界面に変形が集中し、マイクロボイド形成、亀裂形成、亀裂伝播、破断へと至ることから、従来は、優れた延性と穴拡げ性の両立は不可能と考えられていた。
また、疲労耐久性についても、疲労亀裂はフェライト側、あるいは、フェライトと硬質組織の界面を伝播するため、それを抑制するのは難いという問題がある。

しかしながら、本発明者等が鋭意検討を加えた結果、硬質組織であっても、隣接するフェライトとの方位差を小さくすることで変形が可能になることを見出した。加えて、フェライトと類似の結晶方位を有する硬質組織を、フェライトと隣接させる（フェライトとランダムな結晶方位を有する硬質組織の間に、結晶方位差の小さい硬質組織を隣接させる）ことで、結晶方位が異なる硬質組織が存在していたとしても、穴拡げ性を劣化させないことを見出した。
この原因は、フェライトと硬質組織の結晶構造が類似であることに起因していると考えられる。すなわち、両組織は、結晶構造が類似であることから、変形を担う転位のすべり系も同様であると考えられる。また、両者の結晶方位差が小さい場合には、フェライト中に生じた変形と同様の変形が硬質組織中でも生じると考えられる。

このことから、フェライトと隣接する硬質組織の結晶方位を制御することで、界面への転位の体積やマイクロボイド形成が抑制され、穴拡げ性が向上するものと考えられる。
また、フェライトと結晶方位が異なる硬質組織が存在していたとしても、その周りには、フェライトと類似の結晶方位を有する硬質組織が存在し、どちらも硬質組織であることから、その変形能の差は小さいと考えられ、穴拡げ性の劣化を伴わず、高強度化がもたらされたと考えられる。
加えて、穴拡げ加工のような大変形下では、フェライトも加工硬化によって十分硬くなっており、硬質組織との変形能の差が小さくなっているため、硬質組織であっても変形可能と考えられる。

一方、変形初期では、あまり加工を受けていないことから、フェライトはまだ軟らかく、変形し易い状態にある。この結果、硬質組織とそれに隣接するフェライトとの方位差を小さくすることで、複合組織鋼板と同等の延性と穴拡げ性を同時に具備することが可能となったと考えられる。
さらに、硬質組織の結晶方位とそれに隣接するフェライトの結晶方位との差を小さくすることで、繰り返し変形中での硬質組織の変形が可能となる。その結果、繰り返し変形中に硬質組織も変形することから、あたかも、フェライトを強化したかのような挙動を示し、疲労亀裂の形成が抑制されると考えられる。それと同時に、硬質組織は、依然として硬いことから、一旦形成した亀裂の伝播抵抗としても作用する。これらのことから、鋼の疲労耐久性も向上したものと考えられる。

このような効果は、隣接するフェライトとの結晶方位差を９°未満とした硬質組織（特に、ベイナイト）の体積率が、全硬質組織の体積率５０％以上の場合に顕著になる。
この角度が９°以上であれば、大変形下でも変形能は乏しく、フェライトと硬質組織の界面への歪集中やマイクロボイドの形成を促進し、穴拡げ性を大幅に劣化させてしまう。このことから、結晶方位差は９°未満とする必要がある。
結晶方位差が９°未満の結晶方位関係を満たすフェライトは、硬質組織に隣接するすべてのフェライトである必要はない。硬質組織とそれに隣接するいずれかのフェライトとの間で結晶方位差が９°未満の結晶方位関係を満たせば良い。隣接するフェライト全てとの間で結晶方位差を９°未満とすることが望ましいが、そのためには、全てのフェライトを同一方位とする必要があり、技術的に極めて難しい。
たとえ一方の隣接するフェライトとの間で結晶方位差が大きくとも、同様の方位を有するフェライトが変形することで、硬質組織との界面への歪の集中が緩和可能である。更には、形成する硬質組織は、最も多くの界面が隣接するフェライトと類似の結晶方位を有する場合が多い。
このことから隣接する全てのフェライトと硬質組織が上記方位関係を有さなくとも、マイクロボイド形成抑制による穴拡げ性向上が成し遂げられたと本発明者は考えている。

硬質組織との間の結晶方位差が９°未満であるようなフェライトに隣接する硬質組織の体積率は、全硬質組織の体積率の５０％以上とすることが望ましい。これは、その体積率が５０％未満では、マイクロボイド形成抑制による穴拡げ性に抑制効果が小さいからである。
一方、全硬質組織の体積率の５０％以上が隣接するフェライトと特定の結晶方位関係（結晶方位差９°未満）を持つ場合、特定の結晶方位関係を持たない硬質組織が存在したとしても、これら硬質組織は、結晶方位関係を有する硬質組織に取り囲まれることとなり、フェライトと接する界面を有する割合が少なくなり、変形の集中やマイクロボイド形成サイトになり難いことから、穴拡げ性が向上する。

本発明では、鋼板組織としては、上記のようにフェライト及び硬質組織の複合組織とする。ここで言う硬質組織とは、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトのことを指し示す。ベイナイトは、フェライトと同じく、ｂｃｃ構造を有する組織である。場合によっては、ベイナイト組織を構成するラス状あるいは塊状のベイニィッティクフェライト内部、あるいは、その間にセメンタイトや残留オーステナイトを含む組織である。また、ベイナイトはその粒径がフェライトに比較し小さい、あるいは、変態温度が低いことから、多量の転位を含み、それ故フェライトに比較し硬質である。一方、マルテンサイトは、ｂｃｔ構造を有し、その内部に、多量のＣを含むことから、非常に硬い組織である。
硬質組織の体積率は、５％以上とすることが望ましい。これは、硬質組織の体積率が５％未満では、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しいためである。更に望ましくは、鋼板中に存在するベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの体積率の合計の５０％以上をマルテンサイト組織とすることが望ましい。これは、マルテンサイトの方が、ベイナイトに比較し高強度であり、少ない体積率で高強度化が図られるためである。

この結果、従来のＤＰ鋼並みの延性を確保したまま、穴拡げ性の向上が可能となる。一方、硬質組織を全てベイナイト組織としたとしても、優れた穴拡げ性は、確保可能なものの、５４０ＭＰa以上の高強度を確保しようとした場合、ベイナイト体積率が多くなりすぎてしまい、延性に富むフェライトの割合が過度に減少してしまい延性が大きく劣化する。このことから、硬質組織の体積率の５０％以上をマルテンサイトとすることが望ましい。
加えて、フェライトと結晶方位関係を有さない硬質組織の間に、結晶方位差９°未満の硬質組織を配置することで、更に、穴拡げ性と伸びのバランスが向上する。これは、変形能の近い組織を隣接して配置することで、各組織界面での変形の集中を抑制し、穴拡げ性を向上させるためである。
また、その他の硬質組織として、残留オーステナイトを含有しても良い。残留オーステナイトは、変形時にマルテンサイトへと変態することで、加工部を硬化し、変形の集中を妨げる。その結果、特に優れた延性が得られる。

硬質組織の体積率の上限は特に定めることなく本発明の効果である優れた延性と穴拡げ性、並びに疲労耐久性は具備されるが、５９０〜１０８０ＭＰａのＴＳ範囲であれば、鋼板の延性と穴拡げ性あるいは、伸びフランジ性の両立を図り、さらに疲労耐久性を確保するため体積率５０％超のフェライトを含むことが望ましい。
鋼板組織をフェライトと硬質組織の複相組織とするのは、優れた延性を得るためである。軟質なフェライトは、延性に富むことから、優れた延性を得るためには必須である。加えて、適度な量の硬質組織を分散させることで、優れた延性を確保しながら、高強度化が可能である。優れた延性を確保するためには、フェライト主相とする必要がある。
また、強度、穴拡げ性及び延性を劣化させない範囲であれば、その他の組織として、パーライトやセメンタイトを含有しても良い。

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、オーステナイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察及び１０００〜１０００００倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。また、ＦＥＳＥＭ-ＥＢＳＰ法（高分解能結晶方位解析法）を用いた結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織の判別は可能である。
また、結晶方位関係の同定に関しては、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による内部組織観察、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた結晶方位マッピングにより可能である。特に、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた結晶方位マッピングは、広い視野を簡便に測定可能であることから特に有効である。

本発明では、ＳＥＭにて写真撮影を行った後、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いて、０．２μｍのステップサイズにて１００μｍ×１００μｍの視野の結晶方位マッピングを行った。ただし、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた方位解析のみでは、類似の結晶構造を有するベイナイト及びマルテンサイトの判別は難しい。しかしながら、マルテンサイト組織は、転位を多く含む組織であることから、Image Quality像との比較を行うことで容易に判別可能である。
即ち、マルテンサイトは転位を多く含む組織であることから、フェライトやベイナイトに比較し、Image Qualityは格段に低く、容易に判別可能である。このことから、本発明にて、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いて、ベイナイトとマルテンサイトの判別を行う場合は、Image Quality像を用いて判別を行った。各１０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることが出来る。

結晶方位差の測定にあたっては、主相であるフェライトと、隣接する硬質組織の主すべり方向となる［１-１-１］の結晶方位関係を測定した。ただし、［１-１-１］方向が同一であっても、この軸の周りに回転している場合がある。このことから、［１-１-１］すべりのすべり面となる（１１０）面の法線方向の結晶方位差も併せて測定し、その両方の結晶方位差が９°未満となるものを本発明でいう結晶方位差９°未満の硬質組織と定義した。
方位差の決定にあたっては、様々な成分並びに製造条件を有する鋼板を作成し、穴拡げ試験後、あるいは、引張試験後の試験片を埋め込み、研磨し、破断部近傍の変形挙動、特に、マイクロボイド形成挙動を調査したところ、上記のようにして求めた隣接するフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°未満のフェライトと硬質組織界面において、マイクロボイド形成の顕著な抑制が見られた。
更には、硬質組織全体に占める隣接するフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°未満の硬質組織の割合を、５０％以上に制御することで、顕著な穴拡げ性及び疲労耐久性向上効果があることを見出した。

これは、全硬質組織の体積率の５０％以上が隣接するフェライトと特定の結晶方位関係（結晶方位差９°未満）を持つ硬質組織とすることで、特定の結晶方位関係を持たない硬質組織が存在したとしても、これら硬質組織は、結晶方位関係を有する硬質組織に取り囲まれることとなり、フェライトと接する界面を有する割合を減少させることが可能となる。この結果、変形の集中やマイクロボイド形成サイトになり難いことから、穴拡げ性が向上する。
このことから、硬質組織全体に占める結晶方位差が９°未満の硬質組織の割合を５０％以上とする必要がある。なお、マイクロボイド形成の抑制は、穴拡げ性の向上のみならず、引張試験では局部伸びの向上をもたらす、このことから本発明の硬質組織の結晶方位差を制御した複合組織鋼板は、通常のＤＰ鋼に比較し、局部伸びに優れる。

ＴＳを５４０ＭＰａ以上としたのは、この強度未満であれば、フェライト単相鋼に、固溶強化を用いた高強度化を図ることで、５４０ＭＰａ未満のＴＳと優れた延性及び穴拡げ性の両立を図ることが出来るためである。特に、５４０ＭＰａ以上のＴＳ確保を考えた場合、優れた延性確保のためには、マルテンサイトや残留オーステナイトを用いた強化を行う必要があり、穴拡げ性の劣化が顕著となるためである。
本発明においてフェライトの結晶粒径については特に限定しないが、強度伸びバランスの観点から公称粒径で７μｍ以下であることが望ましい。

次に、本発明の鋼板を構成する鋼の成分限定理由について述べる。
Ｃ：０．０５％〜０．２０％
Ｃは、ベイナイトや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、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しいことから、下限値を０．０５％とした。一方、Ｃの含有量を０．２０％以下とする理由は、Ｃが０．２０％を超えると、硬質組織体積率が多くなりすぎてしまい、大部分の硬質組織とフェライトの結晶方位差を９°未満としても、不可避的に存在する上記結晶方位関係を持たない硬質組織の体積率が多くなりすぎてしまい、界面での歪集中やマイクロボイド形成を抑制できず、穴拡げ値が劣位となるためである。

Ｓｉ：０．３〜２．０％
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事から、粒界での粗大セメンタイトの形成を抑制する。０．３％未満の添加では、固溶強化による強化が期待できない、あるいは、粒界への粗大セメンタイトの形成が抑制できないことから０．３％以上添加する必要がある。一方で、２．０％を越える添加は、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。このことから上限は２．０％とする必要がある。加えて、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などが必要となる。

Ｍｎ：１．３〜２．６％
Ｍｎは、固溶強化元素であるのと同時に、オーステナイト安定化元素であることから、オーステナイトがパーライトへと変態するのを抑制する。１．３％未満ではパーライト変態の速度が速すぎてしまい、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ことが出来ず、５４０ＭＰａ以上のＴＳが確保出来ない。また、穴拡げ性も劣る。このことから、下限値を１．３％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から、その上限を２．６％とした。

Ｐ：０．００１〜０．０３％
Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０３％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：０．０００１〜０．０１％
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、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。

Ａｌ：２．０％以下
Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。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。このことから、Ａｌ添加の上限を２．０％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。

Ｎ：０．０００５〜０．０１％
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。

Ｏ：０．０００５〜０．００７％
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、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物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とから、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。
これは、Ｏが０．００７％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．００７％以下とした。０．０００５％未満とすることは、製鋼時の脱酸等に手間が掛かり過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限とした。ただし、Ｏを０．０００５％未満としたとしても、本発明の効果である５４０ＭＰａ以上のＴＳと優れた延性を確保可能である。

本発明では、以上の元素を含有する鋼を基本とするものであるが、以上の元素に加え、さらに以下の元素を選択的に含有させてもよい。
Ｂ：０．０００１〜０．０１０％
Ｂは、０．０００１％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が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。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１％とした。
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１％とした。
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限は１％であるが、０．３％以下がより好ましい。

Ｎｂ：０．００１〜０．１４％
Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｔｉ：０．００１〜０．１４％
Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｖ：０．００１〜０．１４％
Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。

Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上：合計で０．０００１〜０．５％
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、これらの元素から選ばれた１種または２種以上を合計で０．０００１％以上含有することで、脱酸後の酸化物サイズを低下させ、穴拡げ性向上に寄与する。
しかしながら、含有量が合計で０．５％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で０．０００１〜０．５％とした。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。一般には、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。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。

次に、本発明鋼板の製造条件の限定理由について説明する。
マルテンサイトやベイナイトは、オーステナイトから変態することから、オーステナイトと特定の方位関係を有することが知られている。一方、冷延後の鋼板に対し、オーステナイト単相域での焼鈍を行い、その後除冷を行って、オーステナイト粒界にフェライトを形成させた場合、オーステナイトとフェライト間には特定の結晶方位関係が存在する場合があることが知られている。
しかしながら、冷延後に二相域での焼鈍を行う場合、加工されたフェライト中に形成する再結晶フェライトと、熱延板中に存在するセメンタイトやパーライトを核として形成するオーステナイトは、それぞれ異なる場所で核生成することから、特定の結晶方位関係を持ち難い。図１（ii）に、冷延後に通常の昇温速度でＡｃ１以上に加熱した場合の相変態の様子を模式的に示す。
この結果、二相域での焼鈍を行う場合には、鋼板組織中に存在するフェライトとオーステナイトから変態し形成される硬質組織（ベイナイトやマルテンサイトなど）の方位関係を制御することは出来なかった。

本発明者は、鋭意検討を加えた結果、冷間圧延後の焼鈍において、昇温過程でフェライト及びオーステナイト組織の結晶方位関係を制御することと、焼鈍後の冷却過程でオーステナイトから変態する硬質組織の結晶方位関係を制御することの両方を行うことで、主相となるフェライトとの結晶方位差が９°未満となる硬質組織を形成可能なことを見出した。
この結果、高強度化には寄与しながらも、延性や穴拡げ性を劣化させない、即ち、５４０ＭＰａ以上の引張最大強度、延性、穴拡げ性を同時に具備する鋼板が製造可能となった。

以下に、冷延後の焼鈍によって、主相となるフェライトとの結晶方位差が９°未満となる硬質組織を形成するための製造条件について説明する。
まず、冷延後の焼鈍の際の昇温過程において、フェライト及びオーステナイト組織の結晶方位関係を制御する。そのためには、連続焼鈍ラインを通板する場合、２００〜６００℃間の加熱速度（ＨＲ１）を２．５〜１５℃／秒とし、６００℃〜最高加熱温度間の加熱速度（ＨＲ２）を（０．６×ＨＲ１）℃／秒以下とする必要がある。

通常、再結晶は高温になればなるほど起こりやすい。しかしながら、セメンタイトからオーステナイトへの変態は、再結晶に比較し、圧倒的に速く進行する。この結果、単に、高温へと加熱しただけでは、図１（ii）のｄに示すように、セメンタイトからオーステナイトへの変態が起こり、その後、フェライトの再結晶が進行することになる。これでは本発明に係る結晶方位関係を制御出来ない。
加えて、ＣやＭｎをはじめとする合金元素は、再結晶も遅延することから、これら合金元素を多く含む高強度鋼板は、再結晶が遅く、益々、結晶方位関係を制御することが難しくなる。

そこで、本発明では、セメンタイトからオーステナイトへの変態とフェライトの再結晶の制御を、加熱速度を制御することで行った。すなわち、図１（ｉ）の模式図のｃで示すように、セメンタイトからオーステナイトへの変態前に、フェライト再結晶を完了させように加熱温度を制御し、図１（ｉ）のｄで示すように、その後の加熱中、あるいは、焼鈍中にセメンタイトからオーステナイトへと変態させるようにした。

本発明において、２００〜６００℃間の加熱速度（ＨＲ１）を１５℃／秒以下としたのは、セメンタイトやパーライトからオーステナイトへの逆変態に先立って、フェライトの再結晶を完了させるためである。
この加熱速度が１５℃／秒超では、フェライト再結晶が完了しない内に、逆変態が開始し、その後に生成するオーステナイトとの方位関係を制御することが出来ない。この理由で加熱速度の上限を１５℃／秒以下とした。
また、加熱速度の下限を２．５℃／秒としたのは、次の理由による。
加熱速度が２．５℃／秒未満では転位密度が少なくなることから、再結晶フェライトの核生成サイトが低減し、６００℃〜最高加熱温度での加熱速度を本発明の範囲としたとしても、フェライト再結晶に比較し、逆変態が早く起こる。その結果、フェライト及びオーステナイト間での結晶方位関係が失われることから、焼鈍に引き続く冷却過程で所定の温度にて保持を行ったとしても、フェライトとベイナイトの間には、特定の方位関係が存在しない。その結果、優れた穴拡げ性、ＢＨ性、並びに、疲労耐久性の効果を得ることが出来ない。加えて、再結晶フェライトの核生成サイトの低減は、再結晶フェライトの粗大化や未再結晶フェライトの残留を招く場合がある。フェライトの粗大化は、軟質化をもたらすことから好ましくなく、未再結晶フェライトの存在は、延性を大幅に劣化させることから好ましくない。

一方、６００℃〜最高加熱温度間の加熱速度（ＨＲ２）は、（０．６×ＨＲ１）℃／秒以下とする必要がある。
鋼板をＡｃ１変態点以上に加熱すると、セメンタイトはオーステナイトへの変態を開始する。本発明者は、詳細なメカニズムは不明なものの、この際の加熱速度が上記範囲内にあると、再結晶フェライトとセメンタイトの界面に、フェライトと特定の方位関係を有するオーステナイトを形成させることが出来ることを見出した。
このオーステナイトは、加熱中、あるいは、その後の冷却中に成長し、セメンタイトはオーステナイトへと完全に変態してしまう。この結果、二相域での焼鈍を行う場合でも、再結晶フェライトとオーステナイトの結晶方位関係を制御できるようになった。

この加熱速度が（０．６×ＨＲ１）℃／秒より速いと、特定方位関係を有さないオーステナイトが形成する割合が多くなる。その結果、後述するように、焼鈍後の冷却過程で４５０〜３００℃で３０秒以上の保持を行ったとしても、主相であるフェライトと硬質組織の間の結晶方位差を９°未満とすることが出来ない。このことから上限の加熱速度を（０．６×ＨＲ１）℃／秒とする。
一方、加熱速度を極端に低下させたとしても、本発明の効果である５４０ＭＰａ以上の引張最大強度、穴拡げ性、並びに、延性の両立は可能であるが、生産性が劣化する。このことから、６００℃〜最高加熱温度間の加熱速度は、（０．１×ＨＲ１）℃／秒以上とすることが望ましい。

焼鈍での最高加熱温度を７６０℃〜Ａｃ３変態点の範囲とする。この温度が７６０℃未満では、セメンタイトやパーライトからオーステナイトへの逆変態に過度の時間を要する。加えて、最高到達温度が、７６０℃未満では、セメンタイトやパーライトの一部がオーステナイトへと変態できず、焼鈍後も鋼板組織中に残存してしまう。このセメンタイトやパーライトは粗大であることから、穴拡げ性の劣化を引き起こすことから好ましくない。あるいは、オーステナイトが変態して出来たベイナイトやマルテンサイト、あるいは、オーステナイトそのものが加工時にマルテンサイトへと変態することで、５４０ＭＰａ以上の強度を達成可能であることから、セメンタイトやパーライトの一部がオーステナイトへと変態しないと、硬質組織が少なくなりすぎてしまい５４０ＭＰａ以上の強度を確保することが出来ない。このことから、最高加熱温度の下限は７６０℃とする必要がある。
一方、過度に加熱温度を上げることは、経済上好ましくない。このことから加熱温度の上限をＡｃ３変態点（Ａｃ３℃）とすることが望ましい。
なお、Ａｃ３変態点は、下記式にて決定される。
Ac3=910-203×(C)^1/2+44.7×Si-30×Mn+700×P+400×Al-11×
Cr-20×Cu-15.2×Ni+31.5×Mo+400×Ti

焼鈍後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却する必要がある。
冷却速度が小さすぎると、冷却過程にてオーステナイトがパーライト組織へと変態することから、５４０ＭＰａ以上の強度に必要な量の硬質組織を確保できない。冷却速度を大きくしたとしても、材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を上げる事は、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、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。
本発明では、引き続き４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持する必要がある。これは、オーステナイトを、主相であるフェライトとの結晶方位差９°未満のベイナイト及びマルテンサイトへと変態させるためである。

４５０℃超の温度域にて保持を行うと、粗大なセメンタイトが粒界に析出するため、穴拡げ性が大幅に劣化する。このことから上限温度を４５０℃とする。一方、保持温度が３００℃未満では、結晶方位差を９°未満とするベイナイトやマルテンサイトがほとんど形成せず、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差を９°未満とする硬質組織の体積率を十分に確保することが出来ない。この結果、穴拡げ性が大幅に劣化する。このことから、３０秒以上保持する際の３００℃が下限の温度である。

４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒未満の保持では、結晶方位差を９°未満とするベイナイトやマルテンサイトが形成したとしても、その体積率は、十分でなく、残ったオーステナイトが引き続き行われる冷却過程でマルテンサイトへと変態することから、硬質組織の大部分が結晶方位差９°以上となり、穴拡げ性に劣る。このことから滞留時間の下限は３０秒以上とする。滞留時間の上限は特に定めることなく、本発明の効果を得ることが出来るが、滞留時間の増加は、有限の長さを有する設備での熱処理を考えた場合、通板速度を落とした操業を意味することから、経済性が悪く好ましくない。

なお、本発明において、保持とは等温保持のみさすのではなく、４５０〜３００℃の温度域で滞留させることを意味する。即ち、一旦、３００℃に冷却した後、４５０℃まで加熱しても良いし、４５０℃に冷却後３００℃まで冷却しても良い。
しかし、この４５０〜３００℃の温度域で滞留させる工程は先の６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却する工程に連続して行う必要があり、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却する工程にて３００℃より低い温度まで一旦冷却した後に再度４５０〜３００℃の温度域に加熱する熱処理を施して滞留させても結晶方位差を制御することはできなくなる。

つぎに、冷延後の鋼板に以上のような焼鈍を適用して、本発明の鋼板を製造するにあたり、焼鈍に至るまでの製造条件やその他の製造条件について、好ましい態様を含め説明する。
上記の成分組成を有する鋼を転炉または電気炉等により溶製し、必要に応じて溶鋼を真空脱ガス処理し、ついで鋳造してスラブとする。
本発明において熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱延スラブ加熱温度は、１０５０℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ってしまいフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均一な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均一な組織は解消されず、延性や穴拡げ性に劣る。

また、本発明に係る鋼は、焼鈍後に５４０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するため、比較的多量の合金元素を添加していることから、仕上げ圧延時の強度も高くなりがちである。スラブ加熱温度の低下は、仕上げ圧延温度の低下を招き、更なる圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招く懸念があることから、スラブ加熱温度は、１０５０℃以上とする必要がある。
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、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。

仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上とする。仕上げ圧延温度がオーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ａｒ３変態温度以上が望ましい。
なお、Ａｒ３変態温度は合金組成に応じて次の式により計算し、把握することができる。
Ar3＝901−325×C＋33×Si−92×
（Mn＋Ni／2＋Cr／2＋Cu／2＋Mo／2）
一方、仕上げ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使用とした場合、その温度を確保するため、スラブ加熱温度を過度に高温にせねばならない。このことから、仕上げ圧延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが望ましい。

熱間圧延後の巻き取り温度は６７０℃以下とする。６７０℃を超えると熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在するため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の延性が劣化する。焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させ、第二相を均一分散させて穴拡げ性を向上させる観点からは、６００℃以下で巻き取ることがより好ましい。
また、６７０℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。下限については特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質の下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。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、酸洗を行う。酸洗は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良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜７０％で冷間圧延して、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインを通板する。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。
一方、７０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。圧下率４５〜６５％がより好ましい範囲である。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。

連続焼鈍ラインを通板する場合の加熱速度は、２００〜６００℃間の加熱速度（ＨＲ１）を２．５〜１５℃／秒で、６００℃〜最高加熱温度間の加熱速度（ＨＲ２）を（０．６×ＨＲ１）℃／秒以下で加熱する必要がある。これは主相であるフェライトとオーステナイトの結晶方位差を制御するために行う。

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は、スキンパス圧延を行うことが望ましい。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。スキンパス圧延率は、０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。１．５％超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、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。

冷延後に溶融亜鉛めっきラインを通板する場合の２００〜６００℃の温度範囲での加熱速度（ＨＲ１）も、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、２．５〜１５℃／秒とする。６００℃〜最高加熱温度間の加熱速度も、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、（０．６×ＨＲ１）℃／秒とする。
また、その際の最高加熱温度も、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、７６０℃〜Ａｃ３変態点の範囲とする。さらに、焼鈍後の冷却に関しても、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、６３０℃と５７０℃間を３℃／秒以上で冷却する必要がある。

めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲とすることが望ましい。
浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。ただし、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬させても良い。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。

さらに、めっき層の合金化を行う場合には、４６０℃以上で行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。上限は特に限定しないが、６００℃を超えると、炭化物が形成し硬質組織（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト）体積率を減少させ、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しくなるので、これが実質的な上限である。

めっき浴浸漬前、あるいは、浸漬後のいずれか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持する付加的な熱処理を行う必要がある。
この熱処理温度の上限を（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃としたのは、この温度以上では、セメンタイトやパーライトの形成が顕著となり、硬質組織の体積率を減じることから、５４０ＭＰａ以上の強度確保が困難となるためである。一方、３００℃未満では、詳細な原因は不明なものの、結晶方位差９°以上となる硬質組織が多量に形成し、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差を９°未満とする硬質組織の体積率を十分に確保することが出来ない。このことから熱処理温度の下限は、３００℃以上とする。

保持時間は３０秒以上とする必要がある。保持時間が３０秒未満では、詳細な原因は不明なものの、結晶方位差９°以上となる硬質組織が多量に形成し、結晶方位差を９°未満とする硬質組織の体積率を十分に確保することが出来ず、穴拡げ性に劣る。このことから滞留時間の下限は３０秒以上とする。
滞留時間の上限は特に定めることなく、本発明の効果を得ることが出来るが、滞留時間の増加は、有限の長さを有する設備での熱処理を考えた場合、通板速度を落とした操業を意味することから、経済性が悪く好ましくない。
この場合の保持時間とは、単に等温保持のみを意味するのではなく、この温度域での滞留を意味し、この温度域での除冷や加熱も含まれる。

また、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度範囲での３０秒以上の付加的な熱処理も、めっき浴浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で行っても構わない。これは主相であるフェライトとの結晶方位差が９°未満の硬質組織を確保できるのであれば、いずれの条件で付加的な熱処理を行ったとしても、本発明の効果である５４０ＭＰａ以上の強度と、優れた延性並びに穴拡げ性が得られるためである。

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は、スキンパス圧延を行うことが望ましい。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。スキンパス圧延率は、０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。１．５％超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、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。
また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。

更には、めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ_２及びＮ_２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。
また、めっき前の焼鈍の手法によらず、加熱中の露点を―２０℃以上とすることで、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。
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。

次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分を有するスラブを、１２００℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２、表３に示す温度で巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷間圧延を行い、冷延板とした。
これらの冷延板に表２、表３に示す条件で焼鈍熱処理を行い、焼鈍設備により焼鈍を行った。炉内雰囲気は、ＣＯとＨ₂を複合した気体を燃焼させ発生したＨ₂Ｏ、ＣＯ₂を導入する装置を取り付け、露点を−４０℃としたＨ₂を１０体積％含むＮ₂ガスを導入し、表２、表３で示す条件で焼鈍を行った。

また、めっき鋼板に関しては、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は、めっき性を確保するため、ＣＯとＨ₂を複合した気体を燃焼させ発生したＨ₂Ｏ、ＣＯ₂を導入する装置を取り付け、露点を−１０℃としたＨ₂を１０体積％含むＮ₂ガスを導入し、表２、表３で示す条件で焼鈍を行った。特に、Ｓｉを多く含む鋼番号Ｃ、Ｆ、Ｈにおいて、上記、炉内雰囲気制御を行わないと、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。

その後、一部の鋼板については、４８０〜５９０℃の温度範囲にて合金化処理を行った。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／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。

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、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。また、穴拡げ試験を実施し穴拡げ率を測定した。
なお、本鋼板は、フェライトと硬質組織より成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。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。

また、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。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。

疲労耐久性の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５記載の平面曲げ疲れ試験方法に準拠して執り行った。試験片は、ゲージ部の最小幅 ２０ｍｍ、Ｒ ４２．５となるＪＩＳ１号試験片を用い、応力比 −１、速度 ３０Ｈｚにて試験を行った。各応力にて、ｎ＝３にて試験を行い、繰り返し数１０００万回にて、ｎ＝３の試験片全てが未破断となる最大応力を時間強度とした。また、この値を引張り最大応力で除した値を疲労限度比（＝時間強度／引張り最大強度）とし、この値が０．５以上となるものを疲労耐久性に優れた鋼板と定義した。

次に、鋼板のミクロ組織の同定を行うとともに、フェライトと硬質組織の結晶方位関係を測定した。
ミクロ組織の同定にあたっては、前述の手法を用いて行い、各組織を同定した。ただし、残留オーステナイトは、その化学的安定性が低い場合、ミクロ組織観察試験片作製時の研磨や、自由表面を出したことによる周りの結晶粒からの粒界拘束の消失により、マルテンサイトへと変態する場合がある。この結果、Ｘ線による測定のように、鋼板内に含まれる残留オーステナイトの体積率を直接測定した場合と、一旦、研磨等により自由表面を出し、表面に存在する残留オーステナイトを測定した場合では、その体積率が異なる場合がある。

本発明においては、ＦＥＳＥＭ-ＥＢＳＰ法にて、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位関係を測定する必要があることから、表面を研磨後、ミクロ組織を同定した。
また、隣接するフェライトと硬質組織の方位差は、前述の方法にて測定し、以下のような評点付けを行った。
○：硬質組織全体に占める結晶方位差が９°未満の硬質組織の割合が５０％以上
△：硬質組織全体に占める結晶方位差が９°未満の硬質組織の割合が３０％以上
×：硬質組織全体に占める結晶方位差が９°未満の硬質組織の割合が３０％未満
特に、硬質組織全体に占める結晶方位差が９°未満の硬質組織の割合が５０％以上となると、特に、顕著な穴拡げ率の向上が見られることから、この範囲を本発明の範囲とした。

図２に、本発明例と比較例において、得られたＦＥＳＥＭ-ＥＢＳＰ法によるＩＱ像の一例を示す。（ｉ）の本発明例では、フェライト：１とそれに隣接するベイナイト：Ａとの間及びフェライト：２とそれに隣接するベイナイト：Ｂ，Ｃとの間の結晶方位差が、いずれも９°未満であり、マルテンサイト：Ｄは、ベイナイトＣによって周りを囲まれている状態を示している。これに対し、（ｉｉ）の比較例では、ベイナイト：Ｅ、Ｆは、それに隣接する何れのフェライトとも９°を超える結晶方位差を有している状態を示している。
表４、表５に、得られた鋼板の測定結果を示す。

表４または表５に示す鋼番号Ａ−１、４、５、７〜１０、１２、１３、Ｂ−１〜３、Ｃ−１、６、７、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１〜３、Ｇ−１、２、５、６、Ｈ−１、４、５、Ｉ−１、Ｊ−１、Ｋ−１、２、６、７は、鋼板の化学的成分が本発明で規定する範囲内にあり、かつ、製造条件も本発明で規定する範囲内にある。この結果、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°未満となる硬質組織の割合が多くなり、硬質組織による組織強化を行ったとしても、穴拡げ性が劣化しない。即ち、組織強化による強度-延性バランスの向上を生かしながら、高いレベルでの穴拡げ性の確保ができる。また、同時に、疲労耐久性も向上している。
この結果、５４０ＭＰａ以上の引張最大強度と延性並びに穴拡げ性を極めて高いバランスで有し、かつ、疲労耐久性も有する鋼板が製造可能である。

一方、表４または表５に示す鋼番号Ａ−２、３、Ｃ−４、Ｇ−４、Ｉ−３、Ｋ−３、４、８は、加熱条件が本発明の範囲を満たさないことから、フェライトと硬質組織の結晶方位差が９°以上のものが多く、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。また、１０００万回での疲労限界比が０．５を下回っており、疲労耐久性の向上効果が見られない。

表４または表５に示す鋼番号Ａ−６、１１、１４、１５、Ｃ−２、３、Ｇ−３、７、Ｈ−２、３、６、７、Ｉ−２、Ｋ−５、９は、冷延鋼板であれば、３００〜４５０℃の温度範囲での滞留時間が３０秒に満たないことから、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板であれば、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度範囲での滞留時間が３０秒に満たないことから、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°以上のものが多く、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。また、疲労限界比も０．５を下回っており、疲労耐久性の向上効果が見られない。

表４に示す鋼番号Ａ−１６は、６３０〜５７０℃の温度範囲の冷却速度が遅すぎるため、オーステナイトがパーライトへと変態してしまい高強度を確保できない。また、強度−延性バランス、穴拡げ性、疲労耐久性のいずれにも劣る。
表４に示す鋼番号Ｃ−５は、焼鈍温度が７４０℃と低く、鋼板組織中に、熱延時に形成したパーライト組織や、これが球状化したセメンタイトが残ることから、硬質組織であるベイナイトやマルテンサイトが十分な体積率確保できないため、高強度を確保できない。また、強度−延性バランス、穴拡げ性、疲労耐久性のいずれにも劣る。

表５に示す鋼番号Ｌ−１〜３は、Ｓｉ及びＭｎが、それぞれ０．０１及び１．１２と低く、焼鈍後の冷却過程において、パーライト変態を抑制し、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトといった硬質組織を確保することが出来ないため、５４０ＭＰａ以上の高強度を確保できない。
表５に示す鋼番号Ｍ−１〜３は、Ｃ含有量が０．０３４と低く、十分な量の硬質組織を確保できないことから５４０ＭＰａ以上の高強度を確保できない。
表５に示す鋼番号Ｎ-１〜３は、Ｍｎ含有量が３．２と高く、焼鈍時にフェライト体積率が一旦減ると、冷却過程で、十分な量のフェライトを出すことが出来ない。このことから、著しく強度-延性バランスも劣る。
また、以上の鋼番号の鋼板についても疲労限界比が０．５を下回っており、疲労耐久性の向上効果が見られない。

本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な引張り最大強度５４０ＭＰａ以上であり、良好な延性と穴拡げ性を同時に具備する極めて成形性に優れ、かつ、疲労耐久性にも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％〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．３〜２．０％、
   Ｍｎ：１．３〜２．６％、
   Ｐ ：０．００１〜０．０３％、
   Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
   Ａｌ：２．０％以下、
   Ｎ ：０．０００５〜０．０１００％、
   Ｏ：０．０００５〜０．００７％、
   を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主として体積％で５０％超のフェライトと５％以上の硬質組織からなり、硬質組織は、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトからなり、隣接する何れかのフェライトとの結晶方位差が９°未満である硬質組織の割合が、硬質組織全体の体積率の５０％以上であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度冷延鋼板。
   ここで、結晶方位差は、［１-１-１］の結晶方位差及び（１１０）面の法線方向の結晶方位差の両方を併せた値である。
2. さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有することを特徴とする請求項１に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度冷延鋼板。
3. さらに、質量％で、
   Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
   Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
   Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．０％
   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に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度冷延鋼板。
4. さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度冷延鋼板。
5. さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度冷延鋼板。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板の表面に亜鉛系めっきを有することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度亜鉛めっき冷延鋼板。
7. 請求項１〜５のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、２００〜６００℃間の加熱速度（ＨＲ１）が２．５〜１５℃／秒で、６００℃〜最高加熱温度間の加熱速度（ＨＲ２）が（０．６×ＨＲ１）℃／秒以下で加熱した後、最高加熱温度を７６０℃〜Ａｃ３変態点として焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
8. 請求項１〜５のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、２００〜６００℃間の加熱速度（ＨＲ１）が２．５〜１５℃／秒で、６００℃〜最高加熱温度間の加熱速度（ＨＲ２）が（０．６×ＨＲ１）℃／秒以下加熱した後、最高加熱温度を７６０℃〜Ａｃ３変態点として焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
9. 請求項１〜５のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、２００〜６００℃間の加熱速度（ＨＲ１）が２．５〜１５℃／秒で、６００℃〜最高加熱温度間の加熱速度（ＨＲ２）が（０．６×ＨＲ１）℃／秒以下で加熱した後、最高加熱温度を７６０℃〜Ａｃ３変態点として焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、必要に応じて４６０〜５４０℃の温度で合金化処理を施し、亜鉛めっき浴に浸漬前、浸漬後、あるいは、合金化処理後の何れか、あるいは、その合計で（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
10. 請求項７に記載の方法で鋼板を製造したのち、亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法。