JP2008291304A - 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.1〜2.0％、Al：0.005〜1.5％を含み、Mn、Ｐ、Ｓ、Ｎを適正量含み、かつSi＋Al:0.5〜2.5％に調整した組成と、ベイナイトとマルテンサイトを主体とする組織とを有する熱延コイルに、550℃〜Ac₁点の範囲に１ｈ以上保持するバッチ熱延板焼鈍工程と、冷延工程と、冷延板にAc₁点〜（Ac₁点＋50℃）の平均昇温速度を５℃/s以上としてAc₁〜Ac₃の温度まで加熱し、5ｓ以上保持する連続再結晶焼鈍と、ついで５℃/ｓ以上の冷却速度で350〜500℃まで冷却し、該温度に10〜600ｓ保持するオーステンパー処理とを施す再結晶焼鈍工程と、を順次施す。これにより、主相として体積率で70％以上のフェライトと、少なくとも体積率で３％以上の残留オーステナイトを含む平均粒径が３μm以下の第二相とからなる複合組織を有し、ｒ値が1.1以上でかつ強度−延性バランスTS×ELが22000MPa・％以上である高強度冷延鋼板が得られる。
【選択図】なし

Description

本発明は、高強度冷延鋼板および該鋼板を原板として利用する高強度溶融亜鉛めっき鋼板に係わり、特に連続焼鈍ラインで製造される高強度冷延鋼板の深絞り性および強度−延性バランスの向上に関する。

近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するという観点から、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、自動車車体用部品の素材を高強度化することが効果的であり、最近では高強度鋼板が自動車の車体部品用素材として積極的に使用されている。

鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多くがプレス加工により成形されているため、使用される鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。プレス成形性向上のためには、鋼板の機械的特性として、高いランクフォード値（ｒ値）と高い延性（El）が必要である。しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、ｒ値および延性が低下し、プレス成形性が劣化する傾向となる。このため、プレス成形性に優れた高強度鋼板が熱望されていた。

このような要望に対し、プレス成形性の良好な高強度鋼板として、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなる複合組織鋼板（Dual Phase鋼板：DP鋼板）が開発されている。これらのなかで、連続焼鈍を施した後に、ガスジェット冷却を行って製造されたDP鋼板は、高延性と高焼付け硬化性とを合わせ有するが、しかし、ｒ値が低く、深絞り性に劣るという問題があった。

このような問題に対し、例えば特許文献１には、深絞り性の優れた高強度冷延鋼板の製造法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、重量％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：1.50％以下、Mn：0.30〜1.50％を含み、Al、Ｎを適正量含む鋼をＡr₃変態点以上の仕上温度と600℃以下の巻取温度で熱間圧延し、冷間圧延を施して冷延板とし、該冷延板に、再結晶温度〜Ac₃変態点の範囲の温度で箱焼鈍を施し、ついで調質圧延した後、連続式焼鈍プロセスで、700〜800℃に加熱均熱した後、該温度から焼入れおよび200〜500℃の焼戻しを行う。これにより、フェライトと焼戻マルテンサイトからなる複合組織が得られ、高い強度と、ｒ値が高く優れた絞り性とを兼ね備えた冷延鋼板となるとしている。しかし、特許文献１に記載された技術では、連続焼鈍時に焼入れ焼戻処理を施すため、降伏応力が高く、また降伏比が高くなる。この高降伏応力を有する鋼板は、プレス成形に適さず、かつプレス成形部品の形状凍結性が劣るという問題がある。

このような問題に対し、例えば特許文献２には、重量％で、Ｃ：0.20％以下、Mn：0.8〜2.5％を含み、Si、Al、Ｎ、Ｐを適正量含有する鋼を、熱間圧延および冷間圧延したのち、650〜800℃の温度範囲で箱焼鈍し冷却後、連続焼鈍炉の加熱帯の温度を600℃以上として加熱し冷却する絞り性ならびに形状性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術では、箱焼鈍を（α＋γ）二相温度域で行い、均熱時にＣ、Mnをγ相に濃化させる。このＣ、Mnが濃化した相は、その後の連続焼鈍の加熱時に優先的にγ相化し、ガスジェットによる冷却程度の冷却速度でも容易にマルテンサイト化し、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られ、降伏応力が低い鋼板となるとしている。しかし、特許文献２に記載された技術では、Ｃ、Mnを濃化させるため、（α＋γ）二相温度域という比較的高温で長時間の箱焼鈍を必要とする。そのため、箱焼鈍時に鋼板間の密着が多発したり、テンパーカラーが発生したり、炉体インナーカバーの寿命が低下するなど、製造工程上、多くの問題が残されていた。

このように、上記した従来の技術では、高いｒ値、低い降伏応力を有する高強度冷延鋼板を工業的に安定して製造することが困難であった。
また、特許文献３には、複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術では、Ｃ：0.003〜0.03％、Si：0.2〜１％、Mn：0.3〜1.5％、Ti：0.02〜0.2％を含み、適正量のAlと、（Si＋２Mn）を１〜３％、（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）を0.4〜0.8に調整して含む鋼を、熱間圧延、冷間圧延したのち、Ａc₁変態点以上900℃以下の温度に30ｓ〜10min加熱し、30℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する連続焼鈍を施す。これにより、フェライトと第二相がマルテンサイトおよび／またはベイナイトからなる複合組織が得られ、1.5以上のｒ値と、50％以下の降伏比を有し、引張強さ−伸びバランスに優れた高張力鋼板となるとしている。しかしながら、特許文献3に記載された技術では、連続焼鈍で30℃／ｓ以上の冷却速度で安定して冷却するために、水焼入れ設備の設置を必要とし製造設備上問題を残しており、しかも水焼入れした冷延鋼板は、表面処理性の問題が顕在化し、材質上でも問題が残されている。

また、特許文献４には、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.01〜0.3％、Mn：0.1〜２％、Al：0.01〜２％を含み、Al、Siを（Si＋（28/27）Al）が0.3％以上となるように含む組成を有し、組織が、残留γを１〜15体積％含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなる複合組織である、深絞り性に優れた薄鋼板が記載されている。特許文献４に記載された技術では、熱間圧延の仕上圧延終了温度をＡr₃変態点〜（Ａr₃変態点＋100℃）とし、巻取り温度を350〜450℃とすることにより、上記した組織が得られ、380〜540MPa級の強度と、38％以上の伸びと、17000MPa％以上の強度−延性バランスを有する加工用薄鋼板となるとしている。特許文献４に記載された技術で製造された冷延鋼板は、残留オーステナイトのTRIP現象で高い延性と優れた深絞り性（ＬＤＲ：限界絞り比）を示す。
特公昭55−10650号公報 特開昭55−100934号公報 特公平１−35900号公報 特開2004−225105号公報

しかし、特許文献４に記載された技術で製造された冷延鋼板は、深絞り性の指標因子であるｒ値が低く、そのため、従来の高ｒ値材に匹敵するような優れた深絞り性が得られないという問題があった。このように、TRIP現象を利用した冷延鋼板のｒ値は、依然として低く、ｒ値向上の有効な方法が見出されていないというのが実状である。
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することをも目的とする。

本発明者らは、上記した目的を達成するため、冷延鋼板のｒ値に及ぼす組織の影響について、とくに炭化物の形態に着目して鋭意研究を重ねた。その結果、熱間圧延後の熱延板焼鈍で、炭化物を粗大な球状炭化物としたのち、冷間圧延−再結晶焼鈍を施すことにより、｛111｝再結晶集合組織を容易に発達させることができ、高ｒ値を有する冷延鋼板とすることができることを新規に見出した。

というのは、熱延板焼鈍で炭化物を安定な粗大球状炭化物とすることにより、炭化物の溶解が遅れ、再結晶焼鈍前に、固溶Ｃを極力低減することができ、｛111｝再結晶集合組織が発達しやすくなり高ｒ値を確保しやすくなるとともに、引き続き高温域の（α＋γ）二相温度域まで加熱することにより、粗大球状炭化物が溶解して、γ（オーステナイト）中にＣが濃化し、さらにその後の冷却−オーステンパー処理過程でさらにＣが濃化し残留オーステナイトとなり、フェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイトの複合組織が得られると考えられる。これにより、高ｒ値を有する残留オーステナイト型冷延鋼板が容易に製造できる。

また、本発明者らは、熱間圧延後、急速冷却、低温巻取りとする熱延工程を施すことにより、熱延板組織を、体積率：80％以上のベイナイトとマルテンサイトを主体とする組織とすることができ、これにより、従来のフェライトを主体とする熱延板組織を有する場合に比べ、高い伸びを確保することができ、強度−延性バランスを向上させることができることを見出した。というのは、熱延板の組織をベイナイトとマルテンサイトを主体とする組織とすることにより、その後の熱延板焼鈍時に炭化物の分散が均一微細となり、かつ、さらに再結晶焼鈍時の昇温速度を適正範囲に調整することにより、再結晶焼鈍後に、第二相を微細に分散させることができるためであると考えられる。

従来は、再結晶焼鈍前の固溶Ｃを減少させるため、炭化物形成元素として、主としてTiおよびNbを含有させていた。しかし、本発明者らは、かかる炭化物形成元素を含有することなく、熱延板焼鈍時に炭化物を粗大球状炭化物とすれば、かかる炭化物形成元素を含有した場合と同様な効果が得られることを見出した。またさらに、粗大球状炭化物は、高温に加熱すれば容易に溶解するため、（α＋γ）二相温度域に加熱することにより、十分な量の固溶Ｃが得られ、その後の過程で多量の残留オーステナイトの生成が容易となることを見出した。

本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.1〜2.0％、Mn：0.5〜3.0％、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.005〜1.5％、Ｎ:0.02％以下を含み、かつSi、Alを合計で0.5〜2.5％の範囲に調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、主相であるフェライトと第二相とからなる複合組織とを有し、前記フェライトを体積率で70％以上、前記第二相が、少なくとも体積率で３％以上の残留オーステナイトを含み、該第二相の平均結晶粒径が３μm以下であり、ｒ値が1.1以上でかつ引張強さTSと伸びElの積（強度−延性バランス）TS×ELが22000MPa・％以上であることを特徴とする、深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板。

（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次A〜Ｄ群
Ａ群：Cr、Ｍo、Niのうちの1種または２種以上を合計で0.05〜2.0％、
Ｂ群：Ｂ:0.005％以下、
C群：Ti、Nb、Vのうちの1種または２種以上を合計で0.01〜0.2％、
Ｄ群：Ca、REMのうちの１種または２種を合計で0.01％以下
のうちの１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延鋼板。（３）（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を形成してなる深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.1〜2.0％、Mn：0.5〜3.0％、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.005〜1.5％、Ｎ:0.02％以下を含み、かつSi、Alを合計で0.5〜2.5％の範囲に調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつベイナイトとマルテンサイトの合計が体積率で80％以上となるベイナイトとマルテンサイトを主体とする組織を有する熱延コイルに、該熱延コイルを再加熱し、550℃〜Ac₁変態点の温度範囲に１ｈ以上保持するバッチ焼鈍を施し熱延焼鈍板とするバッチ熱延板焼鈍工程と、該熱延焼鈍板に圧下率：30％以上の冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板にAc₁変態点〜（Ac₁変態点＋50℃）の平均昇温速度を５℃/s以上としてAc₁変態点〜Ac₃変態点の範囲の焼鈍温度まで加熱し、5ｓ以上保持する連続再結晶焼鈍と、該連続再結晶焼鈍後、５℃/ｓ以上の平均冷却速度で350〜500℃の範囲のオーステンパー処理温度まで冷却し、該オーステンパー処理温度に10〜600ｓ保持するオーステンパー処理とを施し、ついで室温まで冷却し冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程と、を順次施すことを特徴とする深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記熱延コイルが、前記組成を有する鋼スラブに熱間圧延工程と、酸洗工程を施して製造された熱延コイルであって、前記熱間圧延工程を、前記鋼スラブを加熱し、仕上圧延終了温度をAr₃変態点以上とする熱間圧延を行い、ついで100℃/ｓ以上の平均冷延速度で冷却し、巻取り温度：300〜550℃で巻取る工程とすることを特徴とする深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次A〜Ｄ群
Ａ群：Cr、Ｍo、Niのうちの1種または２種以上を合計で0.05〜2.0％、
Ｂ群：Ｂ:0.005％以下、
C群：Ti、Nb、Vのうちの1種または２種以上を合計で0.01〜0.2％、
Ｄ群：Ca、REMのうちの１種または２種を合計で0.01％以下
のうちの１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
（７）質量％で、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.1〜2.0％、Mn：0.5〜3.0％、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.005〜1.5％、Ｎ:0.02％以下を含み、かつSi、Alを合計で0.5〜2.5％の範囲に調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつベイナイトとマルテンサイトの合計が体積率で80％以上となるベイナイトとマルテンサイトを主体とする組織を有する熱延コイルに、該熱延コイルを再加熱し、550℃〜Ac₁変態点の温度範囲に１ｈ以上保持するバッチ焼鈍を施し熱延焼鈍板とするバッチ熱延板焼鈍工程と、該熱延焼鈍板に圧下率：30％以上の冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板にAc₁変態点〜（Ac₁変態点＋50℃）の平均昇温速度を５℃/s以上としてAc₁変態点〜Ac₃変態点の範囲の焼鈍温度まで加熱し、5ｓ以上保持する連続再結晶焼鈍と、該連続再結晶焼鈍後、５℃/ｓ以上の平均冷却速度で350〜500℃の範囲のオーステンパー処理温度まで冷却し、該オーステンパー処理温度に10〜600ｓ保持するオーステンパー処理とを施し冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程と、前記オーステンパー処理温度から所定の温度まで冷却または所定の温度に加熱したのち、該冷延焼鈍板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき処理工程と、を順次施すことを特徴とする深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（８）（７）において、前記溶融亜鉛めっき処理後にさらに、450〜600℃の範囲の温度で5〜60ｓ間保持し、前記溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を施すことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）（７）または（８）において、前記熱延コイルが、前記組成を有する鋼スラブに熱間圧延工程と、酸洗工程を施して製造された熱延コイルであって、前記熱間圧延工程を、前記鋼スラブを加熱し、仕上圧延終了温度をAr₃変態点以上とする熱間圧延を行い、ついで100℃/ｓ以上の平均冷延速度で冷却し、巻取り温度：300〜550℃で巻取る工程とすることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１０）（７）ないし（９）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、次A〜Ｄ群
Ａ群：Cr、Ｍo、Niのうちの1種または２種以上を合計で0.05〜2.0％、
Ｂ群：Ｂ:0.005％以下、
C群：Ti、Nb、Vのうちの1種または２種以上を合計で0.01〜0.2％、
Ｄ群：Ca、REMのうちの１種または２種を合計で0.01％以下
のうちの１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、優れた深絞り性と優れた強度−延性バランスを有する高強度冷延鋼板または高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、安定して製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度冷延鋼板は、プレス成形が容易で自動車部品用として好適であり、しかも自動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。

本発明の高強度冷延鋼板は、引張強さTSが590MPa以上の高強度を有し、深絞り性に優れ、かつ強度−延性バランスに優れた冷延鋼板である。なお、「深絞り性に優れた」とは、ｒ値（ランクフォード値）が1.1以上を有する場合をいい、また、「強度−延性バランスに優れた」とは、引張強さTSと伸びElの積TS×Elが22000MPa・％以上である場合をいう。なお、ここでいう「伸びEl」は、圧延方向に垂直な方向（C方向）を引張方向としたJIS ５号試験片（GL：50mm）を用いてJIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、得られた値を用いる。また、ここでいう「ｒ値」は、C方向を引張方向としたJIS ５号試験片（GL：50mm）を用いて、JIS Z 2254の規定に準拠して、付加歪量を10％とする引張試験を実施して得られた値をいう。TS×Elは、主として残留γ量と相関があり、ｒ値は、結晶方位により決まり、｛111｝方位が多く発達するほど高い値となる。

まず、本発明高強度冷延鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.05〜0.2％
Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトと残留オーステナイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では所望の複合組織を形成する観点から、0.05％以上の含有を必要とする。一方、0.2％を超える含有は、｛111｝再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り性を低下させる。このため、本発明では、Ｃは0.05〜0.2％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.07〜0.16％である。

Si：0.1〜2.0％
Siは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトと残留オーステナイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では所望の複合組織を形成する観点から0.1％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、｛111｝再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り性を低下させるとともに、表面性状を悪化させる。このため、本発明では、Siは0.1〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜1.6％である。

Mn：0.5〜3.0％
Mnは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトと残留オーステナイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では所望の複合組織を形成する観点から0.5％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える含有は、｛111｝再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り性を低下させるとともに、溶接性を低下させる。このため、本発明では、Mnは0.5〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.8〜2.5％である。

Ｐ：0.10％以下
Ｐは、鋼を強化する作用を有する元素であり、所望の強度に応じて必要量含有することができるが、過剰に含有するとプレス成形性が低下する。このため、Ｐは0.10％以下に限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、0.08％以下に限定することが好ましい。

Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成形性、とくに伸びフランジ成形性の低下をもたらす元素であり、本発明では、できるだけ低減するのが好ましいが、0.02％以下程度に低減するとさほど悪影響を及ぼさなくなる。このため、本発明ではＳは0.02％を上限とした。なお、より優れた伸びフランジ成形性を要求される場合には、Ｓは0.01％以下とすることが好ましく、より好ましくは0.005％以下である。

Al：0.005〜1.5％
Alは、鋼の脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるとともに、Siと同様に、フェライトと残留オーステナイトの複合組織の形成を促進する元素である。本発明では、脱酸という観点から0.005％以上の含有を必要とするが、1.5％を超える含有は、｛111｝再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り性を低下させる。このため、本発明では、Alは0.005〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜1.0％である。

なお、本発明では、SiおよびAlは、上記した含有範囲内でかつSi含有量とAl含有量の合計 Si＋Alが0.5〜2.5％の範囲内となるように調整して含有する。
Si＋Al ：0.5〜2.5％
本発明では、所望の複合組織を形成するという観点から、SiとAlを、 SiとAlの含有量の合計Si＋Alが0.5％以上となるように調整して含有する。一方、Si＋Alが2.5％を超えると、｛111｝再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り性を低下させる。このため、本発明では、Si＋Al を0.5〜2.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.0〜2.0％である。

なお、本発明では、Al脱酸以外の溶製方法を排除するものではなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよいことは言うまでもない。
Ｎ：0.02％以下
Ｎは、固溶強化や歪時効硬化で鋼板の強度を増加させる元素であるが、0.02％を超えて含有すると、鋼板中に窒化物が増加し、鋼板の深絞り性が顕著に低下する。このため、本発明では、Ｎは0.02％以下に限定した。なお、よりプレス成形性の向上が要求される場合には0.01％以下とすることが好ましい。

上記した成分が基本の成分であるが、基本の組成に加えてさらに、必要に応じて、次に示すＡ群〜Ｄ群のうちの１群または２群以上を含有することができる。
Ａ群：Cr、Mo、Niのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜2.0％
Ａ群のCr、Mo、Niはいずれも、鋼の焼入性を向上し、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような作用は、Cr、Mo、Niのうちの１種または２種以上の合計で、0.05％以上の含有で顕著に認められる。一方、合計で2.0％を超える含有は、｛111｝再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り性を低下させる。このため、Cr、Mo、Niのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜2.0％の範囲に限定するのが好ましい。より好ましくは、合計で0.05〜1.0％である。

Ｂ群：Ｂ：0.005％以下
Ｂ群のＢは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.0005％以上の含有で顕著に認められる。一方、0.005％を超える含有は、{111}再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り性を低下させる。このため、Ｂは0.005％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは0.001〜0.003％である。

Ｃ群：Ti，Nb，Ｖのうちの１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2％
Ｃ群のTi、Nb、Ｖはいずれも、鋼中で炭窒化物を形成し、析出強化により鋼板を高強度化する作用を有するとともに、結晶粒を微細化する作用も有する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような作用は、Ti、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01％以上の含有で顕著に認められる。一方、合計で0.2％を超えて含有すると{111}再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り性を低下させる。このため、Ti、Nb、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2％の範囲に限定するのが好ましい。

Ｄ群：Ca、REMのうちの１種または２種を合計で、0.01％以下
Ｄ群のCa、REMはいずれも、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、鋼板の伸びフランジ性を向上させる元素である。このような効果を得るには、Ca、REMのうちの１種または２種を合計で、0.0005％以上含有することが望ましいが、合計で0.01％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Ca、REMのうちの１種または２種は、合計で0.01％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましい範囲は0.001〜0.005％である。

次に本発明高強度冷延鋼板の組織について説明する。
本発明の鋼板は、上記した組成を有し、主相である体積率で70％以上のフェライトと第二相とからなる複合組織を有する。そして、第二相は、少なくとも体積率で３％以上の残留オーステナイトを含み、平均結晶粒径が３μm以下の相とする。
フェライト：体積率で70％以上
ここでいうフェライトは、鉄炭化物を含まない軟質な相で、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる作用を有する相である。本発明の鋼板では、このようなフェライトを主相として、体積率で70％以上含有する。フェライト量が70％未満では、顕著な延性の向上が期待できない。このため、フェライト量は体積率で70％以上に限定した。なお、好ましくは75％以上である。

残留オーステナイト：体積率で３％以上
本発明の鋼板では、第二相は、少なくとも残留オーステナイトを含む。第二相を構成する相のうちの一つである残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる作用を有する。このような効果を得るために、本発明では、体積率で３％以上の残留オーステナイトを含むことを必要とする。残留オーステナイト量が３％未満では、顕著な延性の向上が期待できない。このため、本発明では、残留オーステナイト量は体積率で３％以上に限定した。なお、好ましくは体積率で５％以上である。また残留オーステナイト量は多いほどよいが、実際的には20％以下である。

なお、残留オーステナイト以外の第二相として、ベイナイト、マルテンサイトを含んでもよい。
ベイナイトは、微細鉄炭化物を含んだ硬質相であり、組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有する。本発明では、このようなベイナイトの量を限定する必要はないが、延性の向上からは、体積率で20％以下とすることが好ましい。また、30％以下のマルテンサイトを含有してもよい。マルテンサイトは、硬質相であり、組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有する。このようなマルテンサイトの量はとくに限定する必要はないが、延性の向上からは、体積率で20％以下（０％を含む）とすることが好ましい。

第２相の平均結晶粒径：3μm以下
第２相が微細に分散することは、伸び（延性）の向上に有利に働く。このような効果は平均結晶粒径が3μm以下の場合に顕著となる。このため、本発明の冷延鋼板では第二相の平均結晶粒径を3μm以下に限定した。なお、好ましくは2μm以下である。
なお、本発明では、上記した高強度冷延鋼板の表面に、所望厚さの溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を形成して、深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とすることもできる。

つぎに、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成を有し、かつベイナイトとマルテンサイトの合計が体積率で80％以上となるベイナイトとマルテンサイトを主体とする組織を有する熱延コイルを出発素材とする。
出発素材の熱延コイルの組織を、ベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織とすることにより、熱延板焼鈍後の炭化物が均一に分散し、また再結晶焼鈍後の残留オーステナイトが均一微細に分散し、鋼板の高延性化に有効に寄与する。このような効果は、ベイナイトとマルテンサイトの組織分率の合計が、体積率で80％以上で顕著となる。このため、熱延コイルの組織を、ベイナイトとマルテンサイトの合計が体積率で80％以上であるベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織に限定した。なお、好ましくはベイナイトとマルテンサイトの組織分率の合計が体積率で90％以上である。

上記した組織を有する熱延コイルは、上記した組成を有する鋼スラブに熱間圧延工程と、酸洗工程を施して製造されるが、熱間圧延工程は、鋼スラブを好ましくは900℃以上の温度に加熱し、仕上圧延終了温度をAr₃変態点以上とする熱間圧延を行い、ついで100℃/ｓ以上の平均冷延速度で冷却し、巻取り温度：300〜550℃で巻取る工程とすることが好ましい。これにより、熱延板組織をベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織とすることができるが、本発明では熱延コイルの製造方法は、上記した方法に限定されないことは言うまでもない。

なお、鋼スラブの製造方法はとくに限定されないが、上記した組成の溶綱を転炉等の通常の溶製方法で溶製し、成分のマクロ偏析を防止する観点から、連続鋳造法で鋳片（スラブ）とすることが好ましい。連続鋳造法に代えて造塊−分塊圧延法、薄スラブ鋳造法等を適用しても何ら問題がない。また、鋼スラブとしたのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する方法に加え、室温に冷却することなく温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかに保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。

また鋼スラブの加熱温度は、900℃以上とすることが好ましい。加熱温度が900℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する。一方、1300℃を超えて高温となると、酸化重量が増加し、スケールロスが増大し歩留が低下する。このため鋼スラブの加熱温度は、900℃以上1300℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度を低温とした場合、粗圧延後のシートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することは、熱間圧延の安定操業の観点から有効な方法であることは言うまでもない。

鋼スラブは、好ましくは上記した加熱温度に加熱され、ついで熱間圧延を施され熱延板とされる。熱間圧延は、仕上圧延終了温度をAr₃変態点以上とする圧延とすることが好ましい。仕上圧延終了温度が、Ac₃変態点未満では、圧延時にフェライトが生成し、熱延板（熱延コイル）組織をマルテンサイトとベイナイトを主体とする組織とすることが困難となる。このため、熱間圧延の仕上圧延終了温度をAr₃変態点以上に限定することが好ましい。

熱間圧延終了後、熱延板は、ついで100℃/ｓ以上の平均冷延速度で550℃以下の温度域まで急速に冷却される。平均冷延速度が100℃／ｓ未満では、冷却時にフェライトが生成し、熱延板（熱延コイル）組織をベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織とすることが困難となる。このため、熱間圧延後の平均冷却速度を100℃/ｓ以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは200℃/ｓ以上である。

熱延板の巻き取りは、巻取り温度を300〜550℃の温度域の温度とする、低温巻取りとすることが好ましい。巻取り温度が、300℃未満では、鋼板形状の劣化や巻取りが困難になるなどの問題が生じる。また、巻取り温度が550℃を超えて高温となると、巻取り後にフェライトが生成し、熱延板（熱延コイル）組織をベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織とすることが困難となる。このため、巻取り温度は300℃以上550℃以下の範囲に限定することが好ましい。

なお、上記した熱間圧延では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の平均化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ましい。また、先行するシートバーの尾端と後行するシートバーの先端を接合し、連続的に仕上圧延を行う連続圧延プロセスを適用しても何ら支障はない。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点から有効である。

上記した組成を有する鋼スラブに、好ましくは上記した熱間圧延工程を施すことにより、容易に熱延板（熱延コイル）組織をベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織とすることができるが、本発明では上記した熱間圧延工程に限定されないことは言うまでもない。
熱間圧延工程を経た熱延板（熱延コイル）には、ついで酸洗工程を施され、表面のスケールを除去され、出発素材となる。なお、酸洗条件は特に限定されることはなく、常用の酸洗方法がいずれも好適である。

出発素材である熱延コイル（熱延板）に、ついで、バッチ熱延板焼鈍工程と、冷延工程と、再結晶焼鈍工程と、を順次施し、冷延焼鈍板とする。
バッチ熱延板焼鈍工程では、熱延コイルを再加熱し、550℃〜Ac₁変態点の温度範囲に１ｈ以上保持するバッチ焼鈍を施し熱延焼鈍板とする。バッチ焼鈍は、炭化物を粗大球状炭化物とするために行う。バッチ焼鈍温度が550℃未満、あるいは保持時間が１ｈ未満では、炭化物の球状化が十分に進行せず、一方、バッチ焼鈍温度がAc₁変態点を超えて高温となると、炭化物が溶解するとともに、α→γ変態が生じて、最終的なｒ値の向上が期待できなくなる。このため、バッチ焼鈍の焼鈍温度は550℃〜Ac₁変態点の範囲の温度とし、保持時間は１ｈ以上に限定した。なお、保持時間の上限は特に限定する必要はないが、製造コストの観点から50ｈ以下とすることが好ましい。

また、冷延工程では、熱延焼鈍板に圧下率：30％以上の冷間圧延を施し冷延板とする。冷間圧延の圧下率が30％未満では、{111}再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性を確保できなくなる。このため、冷間圧延の圧下率は30％以上に限定した。なお、好ましくは40％以上である。
また、再結晶焼鈍工程では、冷延板に、連続再結晶焼鈍と、オーステンパー処理とを施しついで室温まで冷却し冷延焼鈍板とする。連続再結晶焼鈍は、Ac₁変態点〜（Ac₁変態点＋50℃）の平均昇温速度を５℃/s以上としてAc₁変態点〜Ac₃変態点の範囲の焼鈍温度まで加熱し、5ｓ以上保持する処理とする。

連続再結晶焼鈍における、Ac₁変態点〜（Ac₁変態点＋50℃）の温度域の平均昇温速度が、５℃/ｓ未満では、逆変態により生じるオーステナイトが粗大となり、最終的に得られる残留オーステナイト（残留γ）の微細化が達成できない。このため、Ac₁変態点〜（Ac₁変態点＋50℃）の温度域における昇温速度を５℃/ｓ以上に限定した。なお、好ましくは
10〜50℃／ｓである。

連続再結晶焼鈍の焼鈍温度が、Ac₁変態点未満では、焼鈍時にオーステナイトが生成せず、残留オーステナイトを確保できなくなる。一方、Ac₃変態点を超える高温では、結晶粒が粗大化するとともに、オーステナイト単相域となり、{111}再結晶集合組織が発達せずに深絞り性が著しく劣化する。このため、連続再結晶焼鈍の焼鈍温度はAc₁変態点〜Ac₃変態点の範囲の温度に限定した。また、焼鈍温度における保持時間が５ｓ未満では、炭化物の溶解やオーステナイトの生成が不十分となるため、焼鈍温度における保持時間は５ｓ以上に限定した。なお、保持時間の上限は特に限定しないが、300ｓ以下とすることが好ましい。

また、再結晶焼鈍工程におけるオーステンパー処理は、連続再結晶焼鈍後、５℃/ｓ以上の平均冷却速度で350〜500℃の範囲のオーステンパー処理温度まで冷却し、該オーステンパー処理温度に10〜600ｓ間保持する処理とする。
連続再結晶焼鈍後の冷却が、平均冷却速度で５℃/ｓ未満では、冷却中にパーライトが生成して残留γの形成が不十分となる。このため、連続再結晶焼鈍後の冷却は、平均冷却速度５℃/ｓ以上の冷却に限定した。なお、好ましくは10℃/s以上である。

また、オーステンパー処理温度が350℃未満では、ベイナイト変態が抑制されるため、一方、500℃を超える高温では炭化物が生成するため、十分な量（３体積％以上）の残留γを確保できなくなる。このため、オーステンパー処理温度は350〜500℃の範囲の温度に限定した。なお、オーステンパー処理温度における保持時間が、10ｓ未満では、ベイナイト変態の進行が不十分であるため、一方、600ｓを超えて長時間となると、逆にベイナイト変態が過度に進行するため、十分な量（３体積％以上）の残留γを確保できなくなる。このため、オーステンパー処理温度における保持時間は、10〜600ｓの範囲に限定した。

また、オーステンパー処理後の冷却は、とくに限定する必要はないが、通常のライン長の制約という観点から平均冷却速度で５℃/ｓ以上とすることが好ましい。
上記した再結晶焼鈍工程を経た冷延焼鈍板に、溶融亜鉛めっき工程を施し、高強度溶融亜鉛めっき鋼板とすることができる。
溶融亜鉛めっき処理工程では、上記した再結晶焼鈍工程を経た冷延焼鈍板を、前記したオーステンパー処理温度から、溶融亜鉛めっき処理に適した所定の温度まで冷却または所定の温度に加熱したのち、該冷延焼鈍板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を施す。溶融亜鉛めっき処理の条件はとくに限定する必要はなく、冷延焼鈍板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し表面に、所望厚さの溶融亜鉛めっき層を形成する、通常の溶融亜鉛めっき処理条件がいずれも適用できる。なお、溶融亜鉛めっき浴に浸入するときの鋼板の板温が430℃を下まわると、鋼板に付着した亜鉛が凝固する可能性があるので、オーステンバー処理温度が430℃を下まわる場合は、溶融亜鉛めっき浴に入る前に所定の温度に加熱することが好ましい。また、溶融亜鉛めっき処理した後、必要に応じてめっき付着量調整のため、ワイピングを行っても良いことは言うまでもない。

また本発明では、溶融亜鉛めっき処理後にさらに、450〜600℃の範囲の温度で5〜60ｓ間保持し、溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を施してもよい。
なお、再結晶焼鈍後の冷延焼鈍板あるいは溶融亜鉛めっき処理後の溶融亜鉛めっき鋼板には、形状矯正、表面粗度などの調整のため調質圧延を施してもよい。また、本発明では、鋼板に樹脂あるいは油脂のコーティングなど、各種塗装等の表面処理を施しても何ら不都合はない。

上記した本発明の方法によれば、TS×ELが22000MPa・％以上、r値が1.1以上の、深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板または高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、容易に、しかも安価に、安定して製造できる。

表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。ついで、これら鋼スラブを1150℃に加熱したのち、該鋼スラブに、仕上圧延終了温度を（Ar₃変態点＋20℃）とする熱間圧延を行い、ついで表２に示す条件で冷却し、表２に示す巻取り温度で巻取りを行う熱間圧延工程を施し、板厚2.6mmの熱延板（熱延コイル）とした。引き続き、これら熱延板に酸洗工程を施し出発素材とした。なお、出発素材から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（3％硝酸＋エタノール液腐食）して、走査型電子顕微鏡を用いて、出発素材の組織を撮像し、各出発素材の組織分率を求めた。

これら出発素材に、表２に示す条件で、パッチ熱延板焼鈍工程、冷延工程を施し、板厚1.2mmの冷延板（冷延鋼帯）とした。ついで、これら冷延板に、連続焼鈍ライン（CAL）または連続溶融亜鉛めっきライン（CGL）にて表２に示す条件で連続再結晶焼鈍およびオーステンパー処理からなる再結晶焼鈍工程を施した。また、一部の鋼板には、さらに溶融亜鉛めっき処理工程、あるいはさらに表２に示す条件で合金化処理工程を施した。

なお、得られた冷延鋼板（冷延鋼帯）または溶融亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼帯）に、さらに伸び率：0.8％の調質圧延を施した。
得られた冷延鋼板（冷延鋼帯）から、組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（3％硝酸＋エタノール液腐食）して、走査型電子顕微鏡を用いて組織を撮像し、各鋼板の組織分率、および第二相の平均粒径を求めた。第二相の平均粒径は、各第二相粒ごとの面積を求め、これら面積について算術平均値をもとめ、得られた平均値を用いて、円相当の直径に換算してその鋼板の第二相粒の平均粒径とした。

また、得られた冷延鋼板（冷延鋼帯）または溶融亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼帯）から、圧延方向と垂直方向（C方向）が引張方向となるようにJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、引張強さTS、伸びElを求めた。また、さらにJIS Z 2254の規定に準拠して、付加歪量を10％として、r値を求めた。
得られた結果を表３に示す。

本発明例は、いずれも、高い強度−延性バランスTS×Elと、高いr値を有し、強度−延性バランスと深絞り性に優れた高強度冷延鋼板または高強度溶融亜鉛めっき鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度−延性バランスTS×Elおよび／またはr値が低下している。

Claims (10)

1. 質量％で、
   Ｃ：0.05〜0.2％、 Si：0.1〜2.0％、
   Mn：0.5〜3.0％、 Ｐ：0.10％以下、
   Ｓ：0.02％以下、 Al：0.005〜1.5％、
   Ｎ：0.02％以下
   を含み、かつSi、Alを合計で0.5〜2.5％の範囲に調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、主相であるフェライトと第二相とからなる複合組織とを有し、前記フェライトを体積率で70％以上、前記第二相が、少なくとも体積率で３％以上の残留オーステナイトを含み、該第二相の平均結晶粒径が３μm以下であり、ｒ値が1.1以上でかつ引張強さTSと伸びElの積（強度−延性バランス）TS×Elが22000MPa・％以上であることを特徴とする、深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板。
2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記A〜Ｄ群のうちの１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
   記
   A群：Cr、Ｍo、Niのうちの1種または２種以上を合計で0.05〜2.0％、
   Ｂ群：Ｂ：0.005％以下、
   C群：Ti、Nb、Vのうちの1種または２種以上を合計で0.01〜0.2％、
   Ｄ群：Ca、REMのうちの１種または２種を合計で0.01％以下
3. 請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を形成してなる深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 質量％で、
   Ｃ：0.05〜0.2％、 Si：0.1〜2.0％、
   Mn：0.5〜3.0％、 Ｐ：0.10％以下、
   Ｓ：0.02％以下、 Al：0.005〜1.5%、
   Ｎ：0.02％以下
   を含み、かつSi、Alを合計で0.5〜2.5％の範囲に調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつベイナイトとマルテンサイトの合計が体積率で80％以上となるベイナイトとマルテンサイトを主体とする組織を有する熱延コイルに、
   該熱延コイルを再加熱し、550℃〜Ac₁変態点の温度範囲に１ｈ以上保持するバッチ焼鈍を施し熱延焼鈍板とするバッチ熱延板焼鈍工程と、
   該熱延焼鈍板に圧下率：30％以上の冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、
   該冷延板にAc₁変態点〜（Ac₁変態点＋50℃）の平均昇温速度を５℃/s以上としてAc₁変態点〜Ac₃変態点の範囲の焼鈍温度まで加熱し、5ｓ以上保持する連続再結晶焼鈍と、該連続再結晶焼鈍後、５℃/ｓ以上の平均冷却速度で350〜500℃の範囲のオーステンパー処理温度まで冷却し、該オーステンパー処理温度に10〜600ｓ保持するオーステンパー処理とを施し、ついで室温まで冷却し冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程と、
   を順次施すことを特徴とする深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
5. 前記熱延コイルが、前記組成を有する鋼スラブに熱間圧延工程と、酸洗工程を施して製造された熱延コイルであって、前記熱間圧延工程を、前記鋼スラブを加熱し、仕上圧延終了温度をAr₃変態点以上とする熱間圧延を行い、ついで100℃/ｓ以上の平均冷延速度で冷却し、巻取り温度：300〜550℃で巻取る工程とすることを特徴とする請求項４に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
6. 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記A〜Ｄ群のうちの１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項４または５に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
   記
   A群：Cr、Ｍo、Niのうちの1種または２種以上を合計で0.05〜2.0％、
   Ｂ群：Ｂ:0.005％以下、
   C群：Ti、Nb、Vのうちの1種または２種以上を合計で0.01〜0.2％、
   Ｄ群：Ca、REMのうちの１種または２種を合計で0.01％以下
7. 質量％で、
   Ｃ：0.05〜0.2％、 Si：0.1〜2.0％、
   Mn：0.5〜3.0％、 Ｐ：0.10％以下、
   Ｓ：0.02％以下、 Al：0.005〜1.5％、
   Ｎ：0.02％以下
   を含み、かつSi、Alを合計で0.5〜2.5％の範囲に調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつベイナイトとマルテンサイトの合計が体積率で80％以上となるベイナイトとマルテンサイトを主体とする組織を有する熱延コイルに、
   該熱延コイルを再加熱し、550℃〜Ac₁変態点の温度範囲に１ｈ以上保持するバッチ焼鈍を施し熱延焼鈍板とするバッチ熱延板焼鈍工程と、
   該熱延焼鈍板に圧下率：30％以上の冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、
   該冷延板にAc₁変態点〜（Ac₁変態点＋50℃）の平均昇温速度を５℃/s以上としてAc₁変態点〜Ac₃変態点の範囲の焼鈍温度まで加熱し、5ｓ以上保持する連続再結晶焼鈍と、該連続再結晶焼鈍後、５℃/ｓ以上の平均冷却速度で350〜500℃の範囲のオーステンパー処理温度まで冷却し、該オーステンパー処理温度に10〜600ｓ保持するオーステンパー処理とを施し冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程と、
   前記オーステンパー処理温度から所定の温度まで冷却または所定の温度に加熱したのち、該冷延焼鈍板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき処理工程と、
   を順次施すことを特徴とする深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
8. 前記溶融亜鉛めっき処理後にさらに、450〜600℃の範囲の温度で5〜60ｓ間保持し、前記溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を施すことを特徴とする請求項７に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 前記熱延コイルが、前記組成を有する鋼スラブに熱間圧延工程と、酸洗工程を施して製造された熱延コイルであって、前記熱間圧延工程を、前記鋼スラブを加熱し、仕上圧延終了温度をAr₃変態点以上とする熱間圧延を行い、ついで100℃/ｓ以上の平均冷延速度で冷却し、巻取り温度：300〜550℃で巻取る工程とすることを特徴とする請求項７または８に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
10. 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記A〜Ｄ群のうちの１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項７ないし９のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    記
    A群：Cr、Ｍo、Niのうちの1種または２種以上を合計で0.05〜2.0％、
    Ｂ群：Ｂ:0.005％以下、
    C群：Ti、Nb、Vのうちの1種または２種以上を合計で0.01〜0.2％、
    Ｄ群：Ca、REMのうちの１種または２種を合計で0.01％以下