JP2011047034A

JP2011047034A - 高強度鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2011047034A
Application number: JP2010150167A
Authority: JP
Inventors: Reiko Mizuno; 玲子水野; Hiroshi Matsuda; 広志松田; Yoshimasa Funakawa; 義正船川
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2009-07-30
Filing date: 2010-06-30
Publication date: 2011-03-10
Anticipated expiration: 2030-06-30
Also published as: EP2460901A4; WO2011013845A1; CN102471849A; KR20120031510A; EP2460901A1; US20120175028A1; KR101411783B1; CA2767206C; CN102471849B; EP2460901B1; CA2767206A1; MX2012000872A; JP5703608B2

Abstract

【課題】加工性に優れ、かつ引張強さが980 MPa以上の高強度鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.1％以上0.3％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上3.0％以下、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.07％以下、Al：1.0％以下およびＮ：0.008％以下を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなる組成とし、かつ鋼組織として面積率で、マルテンサイト：50％以上、フェライト：50％以下（但し０％を含む）、ベイナイト：10％以下（但し０％を含む）および残留オーステナイト：10％以下（但し０％を含む）とし、さらに該マルテンサイトの硬さ分布を測定したナノ硬さの度数分布における半価幅を2.0 GPa以上、かつ引張強さを980 MPa以上とする。
【選択図】図２

Description

本発明は、自動車、電気機器等の産業分野で使用される成形性に優れた引張強さが980 MPa以上の高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。
なお、本発明の高強度鋼板には、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施したものを含むものとする。

近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。しかしながら、鋼板の高強度化は成形加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれている。
このような要求に対して、これまでにフェライト−マルテンサイト二相鋼（ＤＰ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。

例えば、ＤＰ鋼については、特許文献１に、成分組成と熱間圧延および焼鈍条件を規定することにより、表面性状と曲げ加工性に優れた引張強さ：588〜882 MPaの低降伏比高張力鋼板が、特許文献２には、所定の成分組成の鋼を熱間圧延、冷間圧延および焼鈍条件を規定することにより、曲げ性に優れた高張力冷延鋼板が提案されている。
また、特許文献３には、マルテンサイト分率とその粒径および機械的特性を規定することにより衝突安全性と成形性に優れた鋼板が、特許文献４には、成分組成とマルテンサイト分率およびその粒径を規定することにより伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、特許文献５には、成分組成とフェライト粒径とその集合組織およびマルテンサイト分率を規定することにより、伸びフランジ性や形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、特許文献６には、成分組成とマルテンサイト量および製造条件を規定することにより、優れた機械的性質を有する高強度鋼板が、それぞれ提案されている。
さらに、特許文献７および特許文献８には、成分組成と溶融亜鉛めっきラインでの製造条件を規定することにより伸びフランジ性や曲げ性を向上させた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。

一方、硬質第二相にマルテンサイト以外を含む組織も有する鋼板としては、特許文献９に、硬質第二相をマルテンサイト及び／またはベイナイトとし、成分と粒径、硬さ比などを規定することにより疲労特性を改善した鋼板が、特許文献10には、第二相をベイナイト又はパーライトを主体とし成分組成とその硬さ比を規定することにより、伸びフランジ性を改善した鋼板が、特許文献11には、硬質第二相としてベイナイトとマルテンサイトからなる穴広げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板が、特許文献12には、硬質第二相にベイナイトとマルテンサイトをともに含有し、各構成相の分率、粒径と硬さおよび硬質相全体の平均自由行程を規定することにより、疲労特性に優れた複合組織鋼板が、特許文献13には、成分組成と残留オーステナイト量を規定することにより、延性および穴広げに優れる高張力鋼板が、特許文献14には、ベイナイトと残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトを含む鋼板で成分組成と各相の分率などを規定することにより加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板が、それぞれ提案されている。
また、特許文献15には、フェライト中の硬質第二相粒の分布状態とその中で焼戻しマルテンサイトとベイナイトからなる粒の存在比率を規定することにより、加工性を改善した高強度鋼板が提案されている。
さらに、ベイナイト主体の組織としては、特許文献16に、成分組成と製造工程を規定することにより、引張強さが1180 MPa以上の耐遅れ破壊性に優れた超高張力冷延鋼板が、特許文献17には、成分組成と製造方法を規定することにより引張強さが980MPa以上の曲げ性に優れた超高張力冷延鋼板が、特許文献18には、焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数を一定数量に制限することによって水素脆化を防止する引張強さが980MPa以上の超高強度薄肉鋼板が、それぞれ提案されている。

特許第1853389号公報特許第3610883号公報特開平11-61327号公報特開2003-213369号公報特開2003-213370号公報特表2003-505604号公報特開平6-93340号公報特開平6-108152号公報特開平7-11383号公報特開平10-60593号公報特開2005-281854号公報特許第3231204号公報特開2001-207234号公報特開平7-207413号公報特開2005-264328号公報特許第2616350号公報特許第2621744号公報特許第2826058号公報

しかしながら、上述した技術には次に述べるような問題があった。
特許文献１〜７、９〜10および12〜14は、引張強さ：900MPa未満の鋼板に対する技術であり、さらなる高強度化を進めた場合に加工性を確保できない場合が多い。また、特許文献１では、単相域で焼鈍し、その後の冷却は６〜20℃/秒で400℃まで冷却することが規定されているが、溶融亜鉛めっき鋼板の場合、めっき密着性を考慮する必要があること、また400℃までの冷却はめっき浴温以下まで冷却するため、めっき前に昇温する必要があり、めっき浴前に昇温設備を有さない連続溶融亜鉛めっきラインでは製造できない。さらに、特許文献７および８では、溶融亜鉛めっきライン内での熱処理中に焼戻しマルテンサイトを生成させる必要があるため、Ｍs点以下までの冷却後に再加熱する設備を必要とする。特許文献11では、硬質第二相の相構成をベイナイトおよびマルテンサイトとしてその分率を規定しているが、規定の範囲では特性のばらつきが大きく、またばらつきを抑制するためには、操業条件の精密制御が必要となる。特許文献15においても、ベイナイト変態の前にマルテンサイトを生成させるためにＭs点以下まで冷却するため、再加熱する設備が必要であり、また安定した特性を得るためには操業条件の精密制御が不可欠となるため、設備・操業面でのコスト高が生じる。特許文献16および17では、ベイナイトを主体とした組織とするために焼鈍後にベイナイト生成温度域で保持する必要があり、延性の確保が困難なだけでなく、溶融亜鉛めっき鋼板の場合にはめっき浴温以上に再加熱する必要が生じる。特許文献18では、単に鋼板の水素脆化の改善が示されているだけで、曲げ加工性の若干の検討を除けば、加工性についてはほとんど考慮されていない。

一般に、鋼板の高強度化を図るためには、全組織に対する硬質第二相の割合を増加させる必要があるが、硬質第二相の割合を増加させた場合、鋼板の加工性は硬質第二相の加工性の影響を強く受けるようになる。これは、硬質第二相の割合が少ない場合には、母相であるフェライト自身が変形することにより、硬質第二相の加工性が十分でない場合においても最低限の加工性は確保されるものの、硬質第二相の割合が多い場合には、フェライトの変形ではなく硬質第二相の変形能自体が鋼板の成形性に直接影響するようになるからである。

このため、例えば、冷延鋼板の場合には、水焼入れ機能を有する連続焼鈍設備でフェライトと硬質第二相の分率を調整して水焼入れしてマルテンサイトを生成させた後、昇温・保持してマルテンサイトを焼戻すことにより、硬質第二相の加工性を向上させてきた。
しかしながら、このようなマルテンサイトを生成させた後に、昇温や高温保持によって焼戻しすることが不可能な設備の場合には、強度の確保は可能なものの、マルテンサイトなど硬質第二相の加工性の確保が困難であった。

マルテンサイト以外の硬質相の活用による伸びフランジ性の確保を目的として、フェライトを母相とし、硬質第二相に炭化物を含むベイナイトやパーライトとすることにより、硬質第二相の加工性を確保し、伸びフランジ性の確保が図られてきたが、この場合は十分な延性が確保できなかった。
また、ベイナイトを活用する場合にはベイナイト生成域での温度と保持時間のばらつきにより特性が大きく変化することが問題であった。また、第二相をマルテンサイトまたは残留オーステナイト（残留オーステナイトを含むベイナイトも含む）とした場合においても、延性と同時に伸びフランジ性を確保するために、例えば、第二相組織をマルテンサイトとベイナイトの混在組織とするなどの検討が行われてきた。
しかしながら、第二相を種々の相の混在組織とし、かつその分率などを高精度で制御するためには、熱処理条件の精密な制御が必要であり、製造安定性などに問題を生じる場合が多かった。

本発明は、上記の課題を有利に解決するもので、強度や成形性等の特性がばらつき易いベイナイトの生成を最小限とし、高強度化と優れた加工性を両立できる引張強さが980MPa以上の高強度鋼板を、その有利な製造方法と共に供給することを目的とする。
なお、加工性については、延性の指標である強度−伸びバランス（TS×T.EL）および伸びフランジ性の指標であるλ値で評価するものとし、本発明では、TS×T.El≧14500MPa・％、λ≧15％を目標特性とする。

上記の課題を解決すべく、発明者らは、マルテンサイトの生成過程、特に鋼板の冷却条件がマルテンサイトに及ぼす影響について研究を行った。
その結果、冷間圧延後の熱処理条件を最適に制御すれば、マルテンサイト変態と同時に、変態後のマルテンサイトが焼戻されて、マルテンサイト中に硬さの異なるマルテンサイトが混在するようになり、その結果、本発明で目標とする、優れた加工性と引張強さ980 MPa以上の高強度が併せて得られることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.1％以上0.3％以下、
Si：2.0％以下、
Mn：0.5％以上3.0％以下、
Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.07％以下、
Al：1.0％以下および
Ｎ：0.008％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼組織として面積率で、マルテンサイトを50％以上有すると共に、フェライトが50％以下（但し０％を含む）、ベイナイトが10％以下（但し０％を含む）、残留オーステナイトが10％以下（但し０％を含む）であり、該マルテンサイトの硬さ分布を測定したナノ硬さの度数分布における半価幅が2.0 GPa以上で、かつ引張強さが980 MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。

２．前記鋼板がさらに、質量％で、
Cr：0.05％以上5.0％以下、
Ｖ：0.005％以上1.0％以下および
Mo：0.005％以上0.5％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の高強度鋼板。

３．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ti：0.01％以上0.1％以下、
Nb：0.01％以上0.1％以下、
Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下、
Ni：0.05％以上2.0％以下および
Cu：0.05％以上2.0％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１または２に記載の高強度鋼板。

４．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ca：0.001％以上0.005％以下および
REM：0.001％以上0.005％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記１乃至３のいずれかに記載の高強度鋼板。

５．前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする前記１乃至４のいずれかに記載の高強度鋼板。

６．前記１乃至４のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、700℃以上 950℃以下の温度域で焼鈍するに際し、700℃以上770℃未満の温度域では100秒以上1800秒以下の時間、770℃以上850℃未満の温度域では50秒以上1800秒以下の時間、850℃以上950℃以下の温度域では15秒以上1800秒以下の時間のいずれかで焼鈍したのち、500℃まで４℃/ｓ以上の冷却速度で、500℃から７℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、100℃から（Ｍs−10℃）の温度域で10秒以上保持し、その後５℃/ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。

７．前記１乃至４のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、700℃以上 950℃以下の温度域で焼鈍するに際し、700℃以上770℃未満の温度域では100秒以上1800秒以下の時間、770℃以上850℃未満の温度域では50秒以上1800秒以下の時間、850℃以上950℃以下の温度域では15秒以上1800秒以下の時間のいずれかで焼鈍したのち、20℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、100℃から（Ｍs−10℃）の温度域で80秒以上保持し、その後15℃/ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。

８．前記１乃至４のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、850℃以上 950℃以下の温度域で15秒以上 600秒以下の時間焼鈍したのち、20℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、100℃から（Ｍs−10℃）の温度域で80秒以上保持し、その後15℃/ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。

本発明によれば、加工性に優れ、かつ引張強さが980 MPa以上の高強度鋼板を、安定して得ることができる。

本発明に従い得られた高強度鋼板のマルテンサイト組織を示した写真である。本発明に従い得られた高強度鋼板のマルテンサイト組織の硬さ分布を示した図である。本発明に従い得られた高強度鋼板のマルテンサイト組織における、軟質の焼戻しマルテンサイトと硬質の焼入れマルテンサイトの硬さ分布を比較して示した図である。従来法に従い得られた高強度鋼板のマルテンサイト組織を示した写真である。従来法に従い得られた高強度鋼板のマルテンサイト組織の硬さ分布を示した図である。

以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼板の組織を上記のように限定した理由について述べる。
・マルテンサイト面積率：50％以上
マルテンサイトは、高強度化に有用な硬質相である。本発明では、後述するように、マルテンサイトの硬さ分布を最適に制御することにより加工性を向上させることができる。しかしながら、マルテンサイト量が面積率で50％に満たないと所望の強度を確保することが難しいので、マルテンサイト量は面積率で50％以上に限定した。なお、上記した加工性の向上効果は、マルテンサイト面積率が大きいほど顕著となることから、マルテンサイト面積率は70％以上、より好ましくは90％以上とすることが望ましい。

・フェライト面積率：50％以下（但し０％を含む）
加工性と引張強さ：980MPa以上を両立させるためには、フェライトの比率が重要であり、フェライト面積率は50％以下とする必要がある。というのは、フェライト面積率が50％を超えると、十分な量の硬質相を確保できず強度不足となるからである。なお、このフェライトは面積率：０％であってもよい。

・ベイナイト面積率：10％以下（但し０％を含む）
ベイナイトは高強度化に寄与する硬質相であるが、その生成温度域によって特性が大きく変化して材質のバラツキを増加させる場合があるため、鋼組織中に極力含有させない方が望ましいが10％までは許容できる。好ましくは５％以下である。０％であってもよい。

・残留オーステナイト面積率：10％以下（但し０％を含む）
残留オーステナイトは加工時に変態して硬質なマルテンサイトとなり、伸びフランジ性を低下させる。このため、鋼組織中に極力存在しない方が望ましいが、10％までは許容できる。好ましくは５％以下であり、より好ましくは３％以下である。０％であってもよい。
本発明の鋼板の鋼組織は、上記した組織からなるものとすることが好ましいが、その他パーライトなどを、合計面積率で10％以下であれば含んでいても問題はない。

・マルテンサイトの硬さ分布を測定したナノ硬さの度数分布における半価幅が2.0GPa以上
マルテンサイトの硬さ分布は、本発明で最も重要な要件である。
発明者らは、硬質組織であるマルテンサイトの加工性を向上させるため、マルテンサイト組織と加工性との関係を詳細に調査した。その結果、マルテンサイト組織の中で、硬さの異なるマルテンサイトが混在した組織で、延性の向上が確認された。この理由は明らかではないが、フェライト−マルテンサイト（ＤＰ）鋼のように硬質組織と軟質組織を混在させることにより、軟質組織の加工硬化が促進され、延性の向上につながったと考えられる。

発明者らの調査では、マルテンサイト組織中の硬さをランダムに測定し、その硬さ分布を評価すると、半価幅が2.0GPa以上のとき延性が向上することが明らかとなった。したがって、本発明では、マルテンサイトの硬さ分布を測定したナノ硬さの度数分布における半価幅を2.0GPa以上と規定する。
なお、通常の焼入れ焼戻し処理を施したマルテンサイトのナノ硬さの度数分布における半価幅は、通常 1.0〜1.9 GPa程度であり、2.0GPa以上の半価幅が得られることはなかった。また、焼入れままのマルテンサイトの該半価幅についても同様であった。

Ｃ：0.2％、Si：1.5％、Mn：0.3％、Ｐ：0.011％、Ｓ：0.002％、Al：0.044％、Ｎ：0.0033％およびCr：1.0％を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで900℃で150秒焼鈍したのち、40℃/ｓの速度で200℃まで冷却し、この温度に90秒保持したのち、15℃/ｓの速度で冷却して、高強度鋼板を製造した。なお、この鋼材のマルテンサイト変態開始点（Ｍs点）は419℃である。
上記のようにして得られた高強度鋼板のマルテンサイト組織写真を図１に示す。
また、図２には、上記の高強度鋼板のマルテンサイト組織の硬さをランダムに測定（ｎ＝37）し、その硬さ分布について調べた結果を示す。
図２に示したとおり、この試料の、ナノ硬さの度数分布における半価幅は2.8 GPaであった。この時の、TS×T.Elは17567MPa・％であり、延性に優れていることが確認された。

図１に示されたマルテンサイト組織を綿密に調べたところ、該組織は、比較的高温でマルテンサイト変態し、その後焼戻された軟質の焼戻しマルテンサイト（図中、実線で囲まれた領域）と、比較的低温でマルテンサイト変態した硬質の焼入れマルテンサイト（図中、破線で囲まれた領域）とが混在していた。
そこで、これらの領域について、個別にナノ硬さの度数分布における半価幅を調べたところ、図３に示す結果が得られた。
図３から明らかなように、実線で囲まれた領域と破線で囲まれた領域では、ナノ硬さにかなりの開きがある。
従って、かような軟質マルテンサイトと硬質マルテンサイトを混在させることにより、図２に示したように、ナノ硬さの度数分布における半価幅が大きくなり、その結果、延性が効果的に改善されたものと考えられる。

この点、上記したような、Ｍs点直下の温度域で保持処理を行うことなく、常法に従って室温まで冷却した後に焼戻して得た従来の高強度鋼板の組織は、図４に示すように、基本的に焼戻しマルテンサイト単相組織であり、またナノ硬さの度数分布における半価幅は、図５に示すように、1.7 GPa程度にすぎなかった。なお、この鋼板のTS×T.Elは11466 MPa・％であり、軟質マルテンサイトと硬質マルテンサイトの混在組織に比べると、延性に劣っていた。

次に、本発明において、成分組成を前記の範囲に設定した理由について述べる。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
・Ｃ：0.1％以上0.3％以下
Ｃは、鋼板の高強度化に必要不可欠な元素であり、0.1％未満では、鋼板の強度の確保と延性や伸びフランジ性等の加工性との両立が困難となる。一方、Ｃ量が0.3％を超えると溶接部および溶接熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。そこで、本発明では、Ｃ量は0.1％以上0.3％以下の範囲に限定した。好ましくは0.12％以上0.23％以下の範囲である。

・Si：2.0％以下
Siは、フェライトの固溶強化に有効な元素であり、延性の確保とフェライトの硬度確保のためは0.1％以上含有させることが好ましいが、2.0％を超える過剰な添加は、赤スケール等の発生により表面性状の劣化や、めっき付着・密着性の劣化を引き起こす。従って、Si量は2.0％以下とする。好ましくは、1.6％以下である。

・Mn：0.5％以上3.0％以下
Mnは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる作用があり、硬質相の面積率確保のために必要な元素である。このため、Mnは0.5％以上含有させるものとするが、3.0％を超えて過剰に含有されると、鋳造性の劣化などを引き起こす。従って、Mn量は0.5％以上3.0％以下の範囲に限定した。好ましくは1.5％以上2.5％以下の範囲である。

・Ｐ：0.1％以下
Ｐは、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させるが、0.1％までは許容できる。また、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、0.1％を超えるＰ量は、合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐ量は0.1％以下に制限する。好ましくは0.05％以下である。

・Ｓ：0.07％以下
Ｓは、MnＳなどの介在物となって、耐衝撃性を劣化させるだけでなく、溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低減することが望まれるが、製造コストの観点から0.07％までは許容される。好ましいＳ量は0.04％以下であり、より好ましくは0.01％以下である。

・Al：1.0％以下
Alは、フェライト生成元素であり、製造時におけるフェライト生成量をコントロールするのに有効な元素である。しかしながら、1.0％を超えるAlの過剰添加は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。従って、Al量は1.0％以下とする。好ましくは0.5％以下である。なお、Alの含有が少なすぎる場合には、脱酸が困難となることがあるので、Al量は0.01％以上含有させることが好ましい。

・Ｎ：0.008％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほどよく、0.008％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎ量は0.008％以下とする。好ましくは 0.006％以下である。

また、本発明では、上記した基本成分の他、以下に述べる成分を必要に応じて適宜含有させることができる。
・Cr：0.05％以上5.0％以下、Ｖ：0.005％以上1.0％以下およびMo：0.005％以上0.5％以下のうちから選んだ１種または２種以上
Cr、ＶおよびMoは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、Cr：0.05％以上、Ｖ：0.005％以上、Mo：0.005％以上で発揮される。一方、Cr：5.0％、Ｖ：1.0％、Mo：0.5％を超えて過剰に含有されると、硬質相の面積率が過大になって必要以上の強度上昇を招き、加工性を劣化させる。従って、これらの元素を含有させる場合には、Cr：0.005％以上5.0％以下、Ｖ：0.005％以上1.0％以下、Mo：0.005％以上0.5％以下の範囲とする。

また、Ti：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.1％以下、Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下、Ni：0.05％以上2.0％以下およびCu：0.05％以上2.0％以下については、これらのうちから選んだ１種または２種以上を含有させることができるが、その限定理由は次のとおりである。
・Ti：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.1％以下
TiおよびNbは、鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ0.01％以上で得られるが、0.1％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、Ti，Nbはそれぞれ、0.01％以上0.1％以下の範囲で含有させるものとした。

・Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制して鋼の強化に有効に寄与するので必要に応じて含有させることができる。その効果は、0.0003％以上で得られ、一方0.0050％を超えると加工性が低下する。従って、Ｂを含有させる場合には、0.0003％以上0.0050％以下の範囲とする。

・Ni：0.05％以上2.0％以下、Cu：0.05％以上2.0％以下
NiおよびCuは、溶融亜鉛めっきを施す場合には内部酸化を促進して、めっき密着性を向上させる効果がある。その効果は、それぞれ0.05％以上で得られるが、2.0％を超えて含有されると、鋼板の加工性を低下させる。また、NiおよびCuは、鋼の強化に有効な元素でもある。従って、Ni，Cuは、それぞれ0.05％以上2.0％以下の範囲で含有させるものとした。

・Ca：0.001％以上0.005％以下およびREM：0.001％以上0.005％以下のうちから選んだ１種または２種
CaおよびREMは、硫化物の形状を球状化し、伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。その効果は、それぞれ0.001％以上で得られるが、0.005％を超える含有は、介在物等の増加を招き、表面および内部欠陥なども引き起こす。従って、Ca、REMを含有させる場合には、0.001％以上0.005％以下の範囲とする。

本発明の鋼板において、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものでない。

また、本発明においては、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そなえるようにしてもよい。

次に、本発明の鋼板の好適製造方法および条件の限定理由について説明する。
まず、上記の好適成分組成に調整した鋼片を製造後、熱間圧延し、ついで冷間圧延を施して冷延鋼板とする。本発明において、これらの処理に特に制限はなく、常法に従って行えば良い。
ここに、好適な製造条件は次のとおりである。鋼片を、1100℃以上1300℃以下に加熱したのち、870℃以上 950℃以下の温度で仕上げ熱間圧延し、得られた熱延鋼板を350℃以上720℃以下の温度で巻き取る。ついで、熱延鋼板を酸洗後、40％以上90％以下の圧下率で冷間圧延を行い冷延鋼板とする。
なお、熱延鋼板は、通常の製鋼、鋳造および熱間圧延の各工程を経て製造する場合だけでなく、例えば薄手鋳造などにより熱間圧延工程の一部もしくは全部を省略して製造する場合でもよい。

・冷延鋼板の焼鈍条件
この焼鈍処理は、オーステナイト単相域またはオーステナイト相とフェライト相の二相域においてオーステナイトへの逆変態を十分に進行させて、面積率で50％以上のオーステナイト相を確保するために行う。但し、適正な温度範囲であっても高温側と低温側とでは、適切な焼鈍時間は異なる。
すなわち、850℃以上の高温側では、比較的短時間でオーステナイトへの逆変態が進行するので、焼鈍時間は少なくとも15秒あればよい。一方、850℃未満の温度域では、Ａc₃点を超えていたとしてもオーステナイトへの逆変態が進みにくくなるので、50秒以上の焼鈍時間が必要となる。さらに、焼鈍温度が770℃未満の場合には、炭化物が固溶し難くなるため、最低でも100秒の焼鈍時間が必要となる。
そこで、本発明では、焼鈍温度域を700℃以上770℃未満の温度域と770℃以上850℃未満の温度域と850℃以上950℃以下の温度域の３領域に分け、各温度域における焼鈍時間について、700℃以上770℃未満の温度域は100秒以上1800秒以下の時間、770℃以上850℃未満の温度域は50秒以上1800秒以下の時間、850℃以上950℃以下の温度域は15秒以上1800秒以下の時間に限定し、いずれかの条件で焼鈍することとしたのである。なお、850℃以上950℃以下の温度域は、他の温度域と比べて、短時間でも焼鈍し得るという点で好ましい。
ここに、各温度域における焼鈍時間の上限については、オーステナイト相の確保という点からはとくに制限はないが、あまりに長くなると大きなエネルギー消費に伴うコスト増を招くため、いずれの温度域においても焼鈍温度の上限は1800秒とした。なお、特に850℃以上950℃以下の温度域では、600秒を超える焼鈍は多大なエネルギー消費に伴うコスト増を招くため、600秒以下とすることが好ましい。
また、焼鈍温度の下限を700℃としたのは、焼鈍温度が700℃に満たないと鋼板中の炭化物が十分に固溶しなかったり、フェライトの再結晶が完了しないため、目標とする延性や伸びフランジ性が得られず、一方焼鈍温度の上限を950℃としたのは、焼鈍温度が950℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、その後の冷却時に生成する構成相の粗大化を引き起し、延性や伸びフランジ性を劣化させるおそれがあるからである。

・焼鈍温度からの冷却速度
まず、500℃まで４℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、ついで500℃から７℃/ｓ以上の冷却速度で冷却する。
上記の焼鈍後、後述する低温保持温度までの冷却条件は、本発明で目的とするマルテンサイト相以外の組織の析出を抑える上で重要である。焼鈍温度から低温保持温度までの温度域は、パーライトやベイナイト変態が起こり易く、目標とする組織が得られない場合がある。ここで、焼鈍温度から500℃までの温度域は特にパーライト変態が起こり易く、500℃から低温保持温度までの温度域は特にベイナイト変態が起こり易い。これらのパーライト変態やベイナイト変態を抑制して目標とする組織を得るためには、焼鈍温度から500℃までの温度域は４℃/ｓ以上冷却速度で、ついで500℃から低温保持温度までの温度域は７℃/ｓ以上の冷却速度で冷却する必要がある。
好ましくは焼鈍温度から低温保持温度まで20℃/ｓ以上の冷却速度で冷却することである。さらに好ましくは30℃/ｓ以上の速度で冷却することである。
なお、冷却速度の上限は特に限定されないが、200℃/ｓを超える冷却速度を得るためには特別な冷却設備が必要となるため、200℃/ｓ以下程度とするのが好ましい。

・100℃から（Ｍs−10℃）の温度域で10秒以上保持し、その後５℃/ｓ以上の冷却速度で冷却
この低温保持とその後の冷却が、本発明において最も重要なプロセスである。
まず、マルテンサイト変態開始点（Ｍs点）以下の低温保持温度まで冷却し、この温度域で10秒以上保持することにより、過冷度に応じたマルテンサイト変態が進行する。また、低温域で保持することにより、変態したマルテンサイトはすぐに焼戻しが進行するが、この焼戻しマルテンサイトは比較的高温で焼戻されるため軟質なマルテンサイトとなる。
一方、保持過程で未変態のオーステナイトは、低温保持後の冷却過程でマルテンサイト変態する。これも焼戻しが進行するが、低温での焼戻しとなるためその進行は遅く、硬質なマルテンサイトとなる。このように、一定の温度域で保持することにより、マルテンサイトの焼戻し状態が異なる、すなわち硬さの異なるマルテンサイトが混在した組織を得ることができる。

発明者らの調査によると、低温保持温度が100℃未満では変態したマルテンサイトの焼戻しの進行は遅く、一方（Ｍs−10℃）超では十分なマルテンサイト変態が進行しないため、100℃から（Ｍs−10℃）の温度域で、10秒以上保持することが必要である。好ましくは80秒以上保持することである。保持時間が10秒未満では、焼戻しの進行が不十分であり、目的とする特性が得られない。なお、保持時間の上限は特に限定しないが、極端に長くしても著しい効果は得られず、むしろ一部炭化物の不均一な粗大化を生じるおそれがあるため、保持時間の上限は1200秒程度とするのが好適である。
また、上記した低温保持後の冷却過程において硬質なマルテンサイトを得るためには、５℃/ｓ以上の冷却速度で冷却することが肝要である。好ましくは15℃/ｓ以上の速度で冷却することである。

上述した冷延鋼板の焼鈍処理およびそれに引き続く冷却処理に関し、とくに好適な条件を掲げると、次のとおりである。
すなわち、冷延鋼板を、850℃以上 950℃以下の温度域で15秒以上 600秒以下の時間焼鈍したのち、20℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、100℃から（Ｍs−10℃）の温度域で80秒以上保持し、その後15℃/ｓ以上の冷却速度で冷却することである。

また、本発明の鋼板には、溶融亜鉛めっき、さらには合金化溶融亜鉛めっきを施すことができる。溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき処理は、上記した条件での焼鈍・冷却条件を満足して、連続溶融亜鉛めっきラインにて行うことが好ましい。ここで溶融亜鉛めっき処理、合金化処理は、420℃以上550℃以下の温度域で行うことが好ましく、この場合、溶融亜鉛めっき処理あるいはさらに合金化処理時間を含めて、420℃以上550℃以下の温度域での保持時間を600秒以下とすることが好ましい。溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっきは、規定の組織・構造が得られるのであれば、どの段階で行ってもよいが、上記した100℃から（Ｍs−10℃）の温度域での保持中、または保持後に施すことが有利である。

なお、上記したＭs点を高精度で求めるには、フォーマスタ試験などによる実測が必要であるが、このＭs点は次式(1)式で定義されるＭと比較的良い相関があるので、次式(1)を用いてＭs点を求めることもできる。
Ｍ（℃）＝540-361×｛[C%]/（1-[α%]/100）｝-6×[Si%]-40×[Mn%]+30×[Al%]
-20×[Cr%]-35×[V%]-10×[Mo%]-17×[Ni%]-10×[Cu%] ・・・ (1)
ただし、[Ｘ％]は合金元素Ｘの質量％，[α％]はポリゴナルフェライトの面積率（％）
なお、本発明においては、上記ポリゴナルフェライトの面積率は、上記した条件での焼鈍・冷却後の鋼板において観察されるフェライトの面積率に等しい。

溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっきの方法は以下のとおりである。
まず、鋼板をめっき浴中にめっき浴中に浸入させ、ガスワイピングなどで付着量を調整する。めっき浴中の溶解Al量としては、溶融亜鉛めっきの場合は0.12％以上0.22％以下の範囲、合金化溶融亜鉛めっきの場合は0.08％以上0.18％以下の範囲とするのが好適である。また、溶融亜鉛めっきの場合は、めっき浴の温度としては、420℃以上500℃以下の範囲であれば良く、さらに合金化を施して合金化溶融亜鉛めっきとする場合は、合金化時の温度は450℃以上550℃以下の範囲が望ましい。合金化温度が550℃を超える場合、未変態オーステナイトから炭化物が過剰に析出するか、場合によってはパーライト化することにより、目標とする強度や延性が得られないことがある。また、パウダリング性も劣化する。一方、合金化時の温度が450℃未満の場合は、合金化が進行しない。
めっき付着量は片面当たり20〜150g/m²程度とすることが好ましい。めっき付着量が20g/m²未満の場合には、耐食性が劣化する。一方、めっき付着量が150g/m²を超えても耐食効果は飽和しており、コストアップを招くだけである。また、合金化度は、めっき層中のFe含有量で７〜15質量％程度とすることが好ましい。Fe含有量が７質量％未満では、合金化ムラが生じ外観性が劣化したり、いわゆるζ相が生成され摺動性が劣化したりする。一方、Fe含有量が15質量％を超えると硬質で脆いΓ相が多量に形成され、めっき密着性が劣化する。

なお、本発明において、焼鈍や低温保持温度域等における保持温度は必ずしも一定である必要はなく、規定の範囲内であれば変動しても本発明の趣旨を損なわない。冷却速度についても同様である。また、熱履歴さえ満足すれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施してもかまわない。さらに、熱処理後に、形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも本発明の範囲に含まれる。

以下、本発明を実施例によってさらに説明するが、下記の実施例は本発明を限定するものではない。また、本発明の要旨構成の範囲内で構成を変更することは、本発明の範囲に含まれるものとする。

実施例１
表１に示す成分組成になる鋼片を、1250℃に加熱したのち、880℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を600℃で巻き取り、ついで熱延鋼板を酸洗後、65％の圧延率で冷間圧延し、板厚：1.2mmの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板に対し、表２に示す条件で熱処理を施した。なお、同表中のいずれのサンプルも通常の焼入れは実施していない。なお、表２中の保持時間は、表２中の保持温度での保持時間である。また、表２中のＭｓは前記(1)式より求めたものである。
また、一部の試料については、その後に溶融亜鉛めっき処理を施し、さらにその一部については合金化処理を施した。なお、この溶融亜鉛めっき処理は、めっき浴の温度：463℃、目付け量（片面あたり）：50g/m²（両面めっき）の条件で行った。また、合金化溶融亜鉛めっき処理は、めっき層中のFe％（鉄含有量）が９質量％となる条件で行った。
得られた鋼板は、めっきの有無にかかわらず圧延率（伸び率）：0.3％の調質圧延を施した。

かくして得られた鋼板の組織分率を表２に併記する。
また、得られた鋼板の諸特性について調べた結果を表３に示す。
ここに、組織分率の測定方法および諸特性の評価方法は次のとおりである。

鋼板組織の各相の面積率は、圧延方向に平行な板厚方向断面を走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて3000倍で鋼組織観察することにより測定した。観察は３視野以上行い、その平均値とした。マルテンサイト、フェライトおよびベイナイトはそのまま研磨したサンプルで面積率を求めた。残留オーステナイト量は板厚1/4板面のＸ線回折により測定した。

ナノ硬さは、試料表面を電解研磨し、HYSITRON 社製TRIBO SCOPEを用いて測定した。測定は、3000μＮの定荷重条件でマルテンサイト組織中をランダムに30点以上測定してナノ硬さを求め、その値の度数分布より正規分布曲線を求めて半価幅を測定した。

強度は、鋼板の圧延方向に対して平行な方向からJIS５号試験片を切り出し、引張試験をJIS Z 2241に準拠して行った。引張強さ（TS）、降伏強さ（YS）および全伸び（T.El）を測定し、延性（強度−伸びバランス）を評価する引張強さと全伸びの積（TS×T.El）を算出した。なお、本発明では、TS×T.El≧14500（MPa・％）の場合を良好と判定した。

伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格JFST1001に準拠して評価した。得られた各鋼板を100mm×100mmに切断後、クリアランス：板厚の12％で直径：10mmの穴を打ち抜いたのち、内径75mmのダイスを用いて、しわ押さえ力：88.2kNで抑えた状態で、60°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、次式(2)から、限界穴拡げ率（％）を求め、この限界穴拡げ率の値から伸びフランジ性を評価した。なお、本発明では、λ≧15％を良好とした。
限界穴拡げ率λ（％）＝｛（Ｄ_f−Ｄ₀）／Ｄ₀｝×100 ・・・ (2)
ここで、Ｄ_fは亀裂発生時の穴径（mm）、Ｄ₀は初期穴径（mm）である。

表３から明らかなように、本発明の鋼板はいずれも、マルテンサイトの硬さ分布を測定したナノ硬さの度数分布における半価幅が2.0 GPa以上であって、引張強さ：980MPa以上でかつTS×T.El≧14500（MPa・％）を満足するだけでなく、伸びフランジ性を示すλの値も15％以上を満足しており、従って高強度と良好な加工性を兼備していることが分かる。

実施例２
表４に示す成分組成になる鋼片を、1250℃に加熱したのち、880℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を600℃で巻き取り、ついで熱延鋼板を酸洗後、65％の圧延率で冷間圧延し、板厚：1.2mmの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板に対し、表５に示す条件で熱処理を施した。なお、同表中のいずれのサンプルも通常の焼入れは実施していない。なお、表５中の保持時間は、表５中の保持温度での保持時間である。また、表５中のＭｓは前記(1)式より求めたものである。
また、一部の試料については、その後に溶融亜鉛めっき処理を施し、さらにその一部については合金化処理を施した。なお、この溶融亜鉛めっき処理は、めっき浴の温度：463℃、目付け量（片面あたり）：50g/m²（両面めっき）の条件で行った。また、合金化溶融亜鉛めっき処理は、めっき層中のFe％（鉄含有量）が９質量％となる条件で行った。
得られた鋼板は、めっきの有無にかかわらず圧延率（伸び率）：0.3％の調質圧延を施した。

かくして得られた鋼板の組織分率を表５に併記する。
また、得られた鋼板の諸特性について調べた結果を表６に示す。
組織分率の測定方法および諸特性の評価方法は、実施例１の場合と同じである。

表６から明らかなように、本発明の鋼板はいずれも、マルテンサイトの硬さ分布を測定したナノ硬さの度数分布における半価幅が2.0 GPa以上であって、引張強さ：980MPa以上でかつTS×T.El≧14500（MPa・％）を満足するだけでなく、伸びフランジ性を示すλの値も15％以上を満足しており、従って高強度と良好な加工性を兼備していることが分かる。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.1％以上0.3％以下、
Si：2.0％以下、
Mn：0.5％以上3.0％以下、
Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.07％以下、
Al：1.0％以下および
Ｎ：0.008％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼組織として面積率で、マルテンサイトを50％以上有すると共に、フェライトが50％以下（但し０％を含む）、ベイナイトが10％以下（但し０％を含む）、残留オーステナイトが10％以下（但し０％を含む）であり、該マルテンサイトの硬さ分布を測定したナノ硬さの度数分布における半価幅が2.0 GPa以上で、かつ引張強さが980 MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。
前記鋼板がさらに、質量％で、
Cr：0.05％以上5.0％以下、
Ｖ：0.005％以上1.0％以下および
Mo：0.005％以上0.5％以下
のうちから選んだ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に記載の高強度鋼板。
前記鋼板がさらに、質量％で、
Ti：0.01％以上0.1％以下、
Nb：0.01％以上0.1％以下、
Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下、
Ni：0.05％以上2.0％以下および
Cu：0.05％以上2.0％以下
のうちから選んだ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に記載の高強度鋼板。
前記鋼板がさらに、質量％で、
Ca：0.001％以上0.005％以下および
REM：0.001％以上0.005％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の高強度鋼板。
前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の高強度鋼板。
請求項１乃至４のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、700℃以上 950℃以下の温度域で焼鈍するに際し、700℃以上770℃未満の温度域では100秒以上1800秒以下の時間、770℃以上850℃未満の温度域では50秒以上1800秒以下の時間、850℃以上950℃以下の温度域では15秒以上1800秒以下の時間のいずれかで焼鈍したのち、500℃まで４℃/ｓ以上の冷却速度で、500℃から７℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、100℃から（Ｍs−10℃）の温度域で10秒以上保持し、その後５℃/ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
請求項１乃至４のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、700℃以上 950℃以下の温度域で焼鈍するに際し、700℃以上770℃未満の温度域では100秒以上1800秒以下の時間、770℃以上850℃未満の温度域では50秒以上1800秒以下の時間、850℃以上950℃以下の温度域では15秒以上1800秒以下の時間のいずれかで焼鈍したのち、20℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、100℃から（Ｍs−10℃）の温度域で80秒以上保持し、その後15℃/ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
請求項１乃至４のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、850℃以上 950℃以下の温度域で15秒以上 600秒以下の時間焼鈍したのち、20℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、100℃から（Ｍs−10℃）の温度域で80秒以上保持し、その後15℃/ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。