JP2021123801A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強さが１３００ＭＰａ以上であり、かつ、加工性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：２．５〜５．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ａｌ：０．０１〜０．５０％、および、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する冷延鋼板を、オーステナイト単相域の温度Ｔ１で１５〜１０００秒加熱し、その後、Ｍｓ−５０℃以上Ｍｓ℃未満の温度Ｔ２まで冷却し、その後、５００℃以下の温度Ｔ３に昇温して１５〜１０００秒保持し、その後、Ｍｓ−２００℃以上であって上記温度Ｔ２未満である温度Ｔ４まで冷却し、その後、５００℃以下の温度Ｔ５に昇温して１５〜１０００秒保持する。
【選択図】なし

Description

本発明は、高強度鋼板およびその製造方法に関する。

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。そのため、鋼板などの車体材料の高強度化による車体部品の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。
鋼板の高強度化を図るため、例えば、ベイナイトなどの硬質組織の割合を増加させる場合がある（特許文献１）。

特開平４−２３５２５３号公報

例えば、自動車衝突時に変形を抑制するドアインパクトビームやバンパーレインフォース等の特に強度が要求される車体部品の材料として用いられる鋼板には、今後、１３００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）が要求されると考えられる。
しかし、例えば、ベイナイトなどの硬質組織の割合を増加させることによる鋼板の高強度化は、加工性の低下を招きやすい。
このため、高強度と優れた加工性（特に、延性、伸びフランジ性）とを併せ持つ鋼板の開発が望まれている。

ところで、従来、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（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼などの種々の複合組織鋼板が開発されている。

複合組織鋼板において、硬質組織の割合を増加させた場合、鋼板の加工性は、硬質組織の加工性の影響を強く受ける。
すなわち、硬質組織の割合が少なく軟質なポリゴナルフェライトが多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能が鋼板の加工性に対して支配的であり、硬質組織の加工性が十分でない場合においても延性等の加工性は確保される。
これに対し、硬質組織の割合が多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能ではなく硬質組織の変形能自体が鋼板の成形性に直接影響する。

このため、従来、例えば、冷延鋼板の場合、加熱およびその後の冷却で生成するポリゴナルフェライトの量を調整する熱処理を行ない、その後、鋼板を水焼入れしてマルテンサイトを生成させ、再び鋼板を昇温して高温保持する。これにより、マルテンサイトを焼戻しして、硬質組織であるマルテンサイト中に炭化物を生成させて、マルテンサイトの加工性を向上させる。
しかし、通常、水焼入れを施す設備において、焼入れ後の温度は、必然的に水温近傍となる。このため、未変態オーステナイトのほとんどが、マルテンサイト変態することから、残留オーステナイトやその他の低温変態組織の活用は困難である。
したがって、硬質組織の加工性の向上は、あくまでマルテンサイトの焼戻しによる効果に限られ、結果的に鋼板の加工性の向上も限定的である。

本発明は、以上の点を鑑みてなされたものであり、引張強さが１３００ＭＰａ以上であり、かつ、加工性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成するために鋭意検討を行なった。その結果、強化元素であるＣ、Ｍｎを活用して高強度化を図るとともに、ベイナイト変態を促進させるマルテンサイト核生成を２回行なうことにより、十分な量の残留オーステナイトを生成し、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）の生成を抑制した。こうして、加工性（とりわけ、強度と延性とのバランス、および、強度と伸びフランジ性とのバランス）に優れ、かつ、引張強さが１３００ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られることを見出した。こうして、本発明を完成させた。

すなわち、本発明は、以下の［１］〜［５］を提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．５％以上２．５％以下、Ｍｎ：２．５％以上５．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、および、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を、熱間圧延し、その後、冷間圧延することにより、冷延鋼板を得て、上記冷延鋼板を、オーステナイト単相域の温度Ｔ１で１５秒以上１０００秒以下加熱し、その後、Ｍｓ−５０℃以上Ｍｓ℃未満の温度Ｔ２まで冷却し、その後、５００℃以下の温度Ｔ３に昇温して１５秒以上１０００秒以下保持し、その後、Ｍｓ−２００℃以上であって上記温度Ｔ２未満である温度Ｔ４まで冷却し、その後、５００℃以下の温度Ｔ５に昇温して１５秒以上１０００秒以下保持する、高強度鋼板の製造方法。
ここで、上記成分組成における成分Ｘの含有量を単位質量％で［Ｘ％］としたとき、Ｍｓは、単位℃で、下記式によって求める。
Ｍｓ＝５５０−３５×［Ｍｎ％］−１３×［Ｓｉ％］−１０×［Ｃｒ％］−１２×［Ｍｏ％］−６００×｛１−ｅｘｐ（−０．９６×［Ｃ％］）｝
［２］上記成分組成が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下、および、Ｃａ：０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記［１］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［３］質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．５％以上２．５％以下、Ｍｎ：２．５％以上５．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、および、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライトの面積率が０％以上１０％以下であり、焼戻しマルテンサイトの面積率が４０％以上８０％未満であり、ベイナイトの面積率が５％以上２０％未満であり、マルテンサイトの面積率が０％以上１０％以下であり、残留オーステナイトの面積率が１０％以上２０％以下であるミクロ組織と、を有する高強度鋼板。
［４］アスペクト比が２．０未満のマルテンサイトの面積率と全マルテンサイトの面積率との比が０．５以下である、上記［３］に記載の高強度鋼板。
［５］上記成分組成が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下、および、Ｃａ：０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記［３］または［４］に記載の高強度鋼板。

本発明によれば、引張強さが１３００ＭＰａ以上であり、かつ、加工性に優れる高強度鋼板が得られる。
本発明の高強度鋼板を、例えば、車体材料として用いることにより、車体の軽量化による燃費向上を図ることができる。

冷間圧延後における熱処理の温度パターンを示す模式図である。

［高強度鋼板］
本発明の高強度鋼板は、いわゆる冷延鋼板であり、後述する成分組成およびミクロ組織を有する。以下、「高強度鋼板」または「冷延鋼板」を、単に「鋼板」ともいう。
鋼板の板厚は、特に限定されず、例えば、５．０ｍｍ以下である。
高強度とは、引張強さ（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上であることを意味する。

〈成分組成〉
成分組成における「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。

《Ｃ：０．２０％以上０．５０％以下》
Ｃは、鋼板の焼戻しマルテンサイト量およびマルテンサイト量を確保し、鋼板の高強度化に必要不可欠な元素である。また、Ｃは、鋼板の残留オーステナイト量を確保し、鋼板の高延性化に必要不可欠な元素である。
鋼板の強度と加工性とを確保する観点から、Ｃ量は、０．２０％以上であり、０．２１％以上が好ましく、０．２２％以上がより好ましい。
一方、Ｃ量が多すぎると、鋼板が脆化する。このため、Ｃ量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。

《Ｓｉ：０．５％以上２．５％以下》
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度向上に寄与する有用な元素である。また、Ｓｉは、鋼板の炭化物の生成の抑制により鋼板の残留オーステナイト量の確保に寄与する有用な元素である。
Ｓｉの添加効果を得る観点から、Ｓｉ量は０．５％以上であり、０．６％以上が好ましく、０．７％以上がより好ましい。
一方、Ｓｉ量が多すぎると、鋼板が脆化する。このため、Ｓｉ量は、２．５％以下であり、２．２％以下が好ましく、２．０％以下がより好ましい。

《Ｍｎ：２．５％以上５．０％以下》
Ｍｎは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、更に、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、残留オーステナイト中のＭｎ濃化により、残留オーステナイトを多量に確保できる。このようなＭｎの添加効果を得る観点から、Ｍｎ量は、２．５％以上であり、２．６％以上が好ましく、２．８％以上がより好ましい。
一方、Ｍｎ量を過剰に添加すると、Ｍｎの偏析により加工性が劣化する。このため、Ｍｎ量は、５．０％以下であり、４．８％以下が好ましく、４．５％以下がより好ましい。

《Ｐ：０．１００％以下》
Ｐは、鋼の強化に有用な元素であるが、Ｐ量が多すぎると、粒界偏析により脆化する。このため、Ｐ量は、０．１００％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０３０％以下がより好ましい。
一方、Ｐ量を過剰に低減すると大幅なコスト増加を招く。このため、Ｐ量は、０．００１％以上が好ましく、０．００３％以上がより好ましい。

《Ｓ：０．０５００％以下》
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となり、伸びフランジ性を評価する際に割れの原因となるため、Ｓ量を極力低減することが好ましい。このため、Ｓ量は、０．０５００％以下であり、０．０３００％以下が好ましく、０．０１００％以下がより好ましい。
一方、Ｓ量を過剰に低減すると大幅なコスト増加を招く。このため、Ｓ量は、０．０００３％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましく、０．０００８％以上が更に好ましい。

《Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下》
Ａｌは、製鋼工程で脱酸剤として添加される有用な元素である。Ａｌの添加効果を得るため、Ａｌ量は、０．０１％以上であり、０．０２％以上が好ましく、０．０３％以上がより好ましい。
一方、Ａｌ量が多すぎると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。このため、Ａｌ量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。

《Ｎ：０．０１０％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、極力低減することが好ましい。このため、Ｎ量は、０．０１０％以下であり、０．００８％以下が好ましく、０．００７％以下がより好ましい。
一方、Ｎ量を過剰に低減すると大幅なコスト増加を招く。このため、Ｎ量は、０．００１％以上が好ましく、０．００２％以上がより好ましく、０．００３％以上が更に好ましい。

《その他の成分》
成分組成は、更に、質量％で、以下に記載する成分からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。

（Ｔｉ：０．１００％以下）
Ｔｉは、鋼の析出強化に有用である。もっとも、Ｔｉ量が多すぎると、加工性および形状凍結性が不十分となる場合がある。このため、Ｔｉを含有させる場合、加工性等をより良好にする観点から、Ｔｉ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０６０％以下が更に好ましい。
一方、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉの添加効果を得るため、Ｔｉ量は、０．００５％以上が好ましく、０．００８％以上がより好ましく、０．０１０％以上が更に好ましい。

（Ｎｂ：０．１００％以下）
Ｎｂは、鋼の析出強化に有用である。もっとも、Ｎｂ量が多すぎると、加工性および形状凍結性が不十分となる場合がある。このため、Ｎｂを含有させる場合、加工性等をより良好にする観点から、Ｎｂ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０６０％以下が更に好ましい。
一方、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂの添加効果を得るため、Ｎｂ量は、０．００５％以上が好ましく、０．００８％以上がより好ましく、０．０１０％以上が更に好ましい。

（Ｖ：０．１００％以下）
Ｖは、鋼の析出強化に有用である。もっとも、Ｖ量が多すぎると、加工性および形状凍結性が不十分となる場合がある。このため、Ｖを含有させる場合、加工性等をより良好にする観点から、Ｖ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０６０％以下が更に好ましい。
一方、Ｖを含有させる場合、Ｖの添加効果を得るため、Ｖ量は、０．００５％以上が好ましく、０．００８％以上がより好ましく、０．０１０％以上が更に好ましい。

（Ｔａ：０．１００％以下）
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、鋼板の高強度化に寄与する。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）などの複合析出物を生成する。これにより、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、必要に応じてＴａを含有させてもよい。
もっとも、Ｔａを過剰に含有させても、析出物を安定化させる効果が飽和するうえ、合金コストも増加する。したがって、Ｔａ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０６０％以下が更に好ましい。
一方、Ｔａを含有させる場合、Ｔａの添加効果を得るため、Ｔａ量は、０．００１％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましく、０．０２０％以上が更に好ましい。

（Ｗ：０．５００％以下）
Ｗは、鋼の析出強化に有効で、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｗ量が多すぎると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴拡げ試験の際に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、更に、亀裂の伝播が進行し、伸びフランジ性が低下する場合がある。したがって、Ｗ量は、０．５００％以下が好ましく、０．４００％以下がより好ましく、０．３００％以下が更に好ましい。
一方、Ｗを含有させる場合、Ｗの添加効果を得るため、Ｗ量は、０．００１％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましく、０．０２０％以上が更に好ましい。

（Ｃｕ：２．００％以下）
Ｃｕは、後述する温度Ｔ１で加熱した後の冷却の際にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。もっとも、Ｃｕ量が多すぎると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要な加工性を得にくい場合がある。このため、Ｃｕを含有させる場合、加工性をより良好にする観点から、Ｃｕ量は、２．００％以下が好ましく、１．００％以下がより好ましく、０．８０％以下が更に好ましい。
一方、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕの添加効果を得るため、Ｃｕ量は、０．０１％以上が好ましく、０．０８％以上がより好ましく、０．１０％以上が更に好ましい。

（Ｎｉ：１．００％以下）
Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、より良好な延性の確保に有効である。更に、Ｎｉは、固溶強化により鋼の強度を、より上昇させる元素である。このため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。
もっとも、Ｎｉ量が多すぎると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴拡げ試験の際に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、更に、亀裂の伝播が進行し、穴拡げ性が低下する場合がある。したがって、Ｎｉ量は、１．００％以下が好ましく、０．７０％以下がより好ましく、０．４０％以下が更に好ましい。
一方、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉの添加効果を得るため、Ｎｉ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１％以上がより好ましく、０．１０％以上が更に好ましい。

（Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下）
ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて含有させてもよい。これにより、鋼板表面においてマルテンサイトの面積率が減少することが防止され、強度や材質安定性の確保に有効である。
もっとも、ＳｎおよびＳｂを過剰に添加すると、靭性の低下を招く場合がある。したがって、Ｓｎ量およびＳｂ量は、それぞれ、０．２００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましく、０．０５０％以下が更に好ましい。
一方、ＳｎおよびＳｂを含有させる場合、ＳｎおよびＳｂの添加効果を得るため、Ｓｎ量およびＳｂ量は、それぞれ、０．００１％以上が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。

（Ｃｒ：１．０００％以下）
Ｃｒは、後述する温度Ｔ１で加熱した後の冷却の際にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。もっとも、Ｃｒ量が多すぎると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要な加工性を得にくい場合がある。このため、Ｃｒを含有させる場合、加工性をより良好にする観点から、Ｃｒ量は、１．０００％以下が好ましく、０．８００％以下がより好ましく、０．５００％以下が更に好ましい。
一方、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒの添加効果を得るため、Ｃｒ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましく、０．０１５％以上が更に好ましい。

（Ｍｏ：１．０００％以下）
Ｍｏは、後述する温度Ｔ１で加熱した後の冷却の際にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。もっとも、Ｍｏ量が多すぎると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要な加工性を得にくい場合がある。このため、Ｍｏを含有させる場合、加工性をより良好にする観点から、Ｍｏ量は、１．０００％以下が好ましく、０．８００％以下がより好ましく、０．５００％以下が更に好ましい。
一方、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏの添加効果を得るため、Ｍｏ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましく、０．０１５％以上が更に好ましい。

（Ｂ：０．００５０％以下）
Ｂは、オーステナイト粒界からポリゴナルフェライトが生成および成長することを抑制するのに有用な元素である。もっとも、Ｂ量が多すぎると、加工性が不十分となる場合がある。このため、Ｂを含有させる場合、加工性をより良好にする観点から、Ｂ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００４０％以下がより好ましく、０．００３０％以下が更に好ましい。
一方、Ｂを含有させる場合、Ｂの添加効果を得るため、Ｂ量は、０．０００３％以上が好ましく、０．０００４％以上がより好ましく、０．０００５％以上が更に好ましい。

（Ｍｇ：０．００５０％以下）
Ｍｇは、硫化物を球状化することにより、硫化物の穴拡げ性に対する悪影響を改善するのに有効である。このため、必要に応じてＭｇを含有させてもよい。
しかし、Ｍｇ量が多すぎると、介在物などが増加し、鋼板の表面および内部に欠陥などを引き起こす場合がある。したがって、Ｍｇ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００４０％以下がより好ましく、０．００３０％以下が更に好ましい。
一方、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇの添加効果を得るため、Ｍｇ量は、０．０００５％以上が好ましく、０．０００８％以上がより好ましい。

（Ｚｒ：０．１００％以下）
Ｚｒは、硫化物を球状化することにより、硫化物の穴拡げ性に対する悪影響を改善するのに有効である。このため、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。
しかし、Ｚｒ量が多すぎると、介在物などが増加し、鋼板の表面および内部に欠陥などを引き起こす場合がある。したがって、Ｚｒ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０８０％以下が好ましく、０．０６０％以下が更に好ましい。
一方、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒの添加効果を得るため、Ｚｒ量は、０．０００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましく、０．０２０％以上が更に好ましい。

（ＲＥＭ：０．００５０％以下）
ＲＥＭ（希土類金属）は、硫化物を球状化することにより、硫化物の穴拡げ性に対する悪影響を改善するのに有効である。このため、必要に応じてＲＥＭを含有させてもよい。
しかし、ＲＥＭ量が多すぎると、介在物などが増加し、鋼板の表面および内部に欠陥などを引き起こす場合がある。したがって、ＲＥＭ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００４０％以下がより好ましく、０．００３０％以下が更に好ましい。
一方、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭの添加効果を得るため、ＲＥＭ量は、０．０００３％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましい。

（Ｃａ：０．００５０％以下）
Ｃａは、硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。もっとも、Ｃａ量が多すぎると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼすおそれがある。このため、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００４５％以下がより好ましく、０．００４０％以下が更に好ましい。
一方、Ｃａを含有させる場合、Ｃａの添加効果を得るため、Ｃａ量は、０．０００３％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましく、０．０００８％以上が更に好ましい。

《残部》
成分組成の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。

〈ミクロ組織〉
次に、鋼板のミクロ組織（鋼板組織）を説明する。以下、面積率は、ミクロ組織全体に対する面積率である。各組織の面積率は、後述する実施例に記載する方法により求められる。

《フェライトの面積率：０％以上１０％以下》
フェライトは軟質な組織であり、延性に寄与する。しかし、フェライトが多すぎると、所望の引張強さを満足することが困難になる。更に、加工時に、硬質組織中に混在する軟質なフェライトに歪が集中することにより、容易に亀裂が発生し、結果として所望の加工性が得られない。
フェライトが少なければ、硬質組織中に少量のフェライトが孤立分散した状態となり、歪の集中を抑制することができ、加工性の劣化が避けられる。このため、フェライトの面積率は、１０％以下であり、７％以下が好ましく、５％以下がより好ましい。フェライトの面積率は、０％であってもよいが、加工性確保の観点から、例えば１％以上としてもよく、２％以上が好ましい。

《焼戻しマルテンサイトの面積率：４０％以上８０％未満》
焼戻しマルテンサイトは強度向上に寄与する。このため、焼戻しマルテンサイトの面積率は、４０％以上であり、４５％以上が好ましく、５０％以上がより好ましい。
一方、焼戻しマルテンサイトが多い場合は、後述するように、所望する残留オーステナイト量が確保できず、延性等の加工性が不十分となる。このため、焼戻しマルテンサイトの面積率は、８０％未満であり、７５％未満が好ましく、７０％未満がより好ましい。

マルテンサイトは組織観察によって判別できる。焼戻しされていないマルテンサイト（焼入ままマルテンサイト）は、組織中に炭化物を含まない。一方、焼戻しマルテンサイトは、組織中にランダムな成長方向を持つ炭化物が存在する。

《ベイナイトの面積率：５％以上２０％未満》
ベイナイト変態の十分な促進は、未変態オーステナイト中のＣを濃化させ、残留オーステナイトを得るために必要である。また、所望の引張強さを得るためにも、ベイナイトの面積率は、５％以上であり、６％以上が好ましく、８％以上がより好ましい。
一方、ベイナイトが多すぎると、残留オーステナイトが不足する。このため、ベイナイトの面積率は、２０％未満であり、１８％未満が好ましく、１５％未満がより好ましい。

《マルテンサイトの面積率：０％以上１０％以下》
マルテンサイトは硬質な組織であり、鋼板の強度を上昇させる。
一方、マルテンサイトが多すぎる場合は、ベイナイトが減少し、安定した残留オーステナイト量が確保できず、延性が低下する。また、マルテンサイトはボイドの起点となり、伸びフランジ性を低下させる。
このため、マルテンサイトの面積率は、１０％以下であり、８％以下が好ましく、６％以下がより好ましい。マルテンサイトの面積率は、０％であってもよい。

《残留オーステナイトの面積率：１０％以上２０％以下》
残留オーステナイトは、加工時にＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）効果によりマルテンサイト変態し、高Ｃを含有する硬質なマルテンサイトにより高強度化を進めると同時に、歪分散能を高めることにより延性を向上させる。
このような残留オーステナイトとベイナイトおよびマルテンサイトとを併存させることにより、引張強さ（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上の高強度領域でも良好な加工性が得られる。具体的には、ＴＳ×Ｅｌの値を１８０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λの値を４００００ＭＰａ・％にでき、強度と加工性とのバランスが極めて優れる。
残留オーステナイトが少なすぎると、十分なＴＲＩＰ効果が得られない。このため、残留オーステナイトの面積率は、１０％以上であり、１１％以上が好ましく、１２％以上がより好ましい。
一方、残留オーステナイトが多すぎると、ＴＲＩＰ効果を発現した後に生じる硬質なマルテンサイトが過大となり、靭性や伸びフランジ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの面積率は、２０％以下であり、１９％以下が好ましく、１８％以下がより好ましい。

《アスペクト比が２．０未満のマルテンサイトの面積率と全マルテンサイトの面積率との比：０．５以下》
アスペクト比が２．０未満のマルテンサイトの面積率（Ａ）と全マルテンサイトの面積率（Ｂ）との比（Ａ／Ｂ）が大きすぎると、十分な延性および伸びフランジ性が得られない場合がある。これは、極めて硬質で変形能が低く靭性に劣るマルテンサイトが、アスペクト比が２．０未満（すなわち、塊状）で多く存在すると、歪付与時に均一に材料が変形できず、結果的に優れた延性および伸びフランジ性を得られなくなる可能性があるためである。
このため、比率（Ａ／Ｂ）は、０．５以下が好ましく、０．４以下がより好ましい。

［高強度鋼板の製造方法］
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法（以下、「本発明の製造方法」ともいう）を説明する。本発明の製造方法は、上述した本発明の高強度鋼板を製造する方法でもある。

〈熱間圧延〉
上述した成分組成を有する鋼片に、熱間圧延を施して、熱延鋼板を得る。熱間圧延の条件は、特に限定されず、常法に従えばよいが、好適な条件は次のとおりである。
まず、鋼片を、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、その後、８７０℃以上９５０℃以下の温度域で熱間圧延を終了する。得られた熱延鋼板を、３５０℃以上７２０℃以下の温度域で巻き取る。次いで、熱延鋼板を酸洗する。

〈冷間圧延〉
得られた熱延鋼板に、冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る。
冷間圧延の圧下率は、３０％以上が好ましい。これにより、後述する熱処理の際に、オーステナイトが微細に生成し、最終的に微細な残留オーステナイトおよびマルテンサイトが得られ、強度と延性とのバランスが向上するだけでなく、伸びフランジ性および曲げ性も向上する可能性がある。
一方、冷間圧延の圧下率は、上限値は特に限定されないが、冷間圧延の荷重負荷の点から、８５％以下が好ましく、７５％以下がより好ましい。

冷間圧延後、冷延鋼板に対して、熱処理を施す。
本発明における熱処理の技術的意義は、概略的には、以下のとおりである。
通常、高Ｃおよび高Ｍｎ鋼は、高強度化するが、合金元素の含有量が多いので、ベイナイト変態の速度が非常に遅く、かつ、等温保持時の変態開始線が長時間側にシフトする。このため、ベイナイト変態は遅延し、残留オーステナイトを活用することが難しい。
そこで、マルテンサイトと未変態オーステナイトとが共存すると、ベイナイト変態の速度が著しく速くなることを活用し、短時間で、加熱、冷却および冷却停止を行ない、更に、再加熱を２回繰り返す。
すなわち、冷却によるマルテンサイト核生成により、スイングバック効果で再加熱時のベイナイト変態を促進し、ベイナイト変態が進んだところで、再び冷却によるマルテンサイト核生成を起こす。
これにより、２回目の再加熱時に、短時間で十分にベイナイト変態を活用でき、延性向上に寄与する残留オーステナイトの確保により、高延性化を実現する。併せて、マルテンサイトの生成を防ぐことにより、良好な伸びフランジ性も実現できる。
再加熱を実施しない場合、または、再加熱を１回のみ実施する場合、アスペクト比の大きいマルテンサイトの割合が増加し、延性および伸びフランジ性が不十分となり得る。このため、再加熱を２回繰り返すことは、所望の組織および材質を得るために重要である。

図１は、冷間圧延後における熱処理の温度パターンを示す模式図である。熱処理は、図１に示す温度パターン（熱履歴）をとる。以下、より詳細に説明する。

〈オーステナイト単相域の温度Ｔ１で１５秒以上１０００秒以下加熱〉
まず、冷延鋼板に、オーステナイト単相域の温度Ｔ１で、１５秒以上１０００秒以下の加熱を施す。
本発明の高強度鋼板は、オーステナイトを変態させて得る焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトなどを主な組織とする。鋼板の焼戻しマルテンサイト量およびベイナイト量を確保し、鋼板を高強度化するためには、フェライトは極力少ない方が好ましい。このため、オーステナイト単相域の温度Ｔ１での加熱（焼鈍）が必要である。温度Ｔ１は、Ａｃ_３（オーステナイト変態点）以上が好ましく、（Ａｃ_３＋１５℃）以上がより好ましい。

Ａｃ_３（単位：℃）は、下記式によって求める。
Ａｃ_３＝９３７．２−４３６．５×［Ｃ％］＋５６×［Ｓｉ％］−１９．７×［Ｍｎ％］−４．９×［Ｃｒ％］−１６．３×［Ｃｕ％］＋３８．１×［Ｍｏ％］＋１２４．８×［Ｖ％］＋１３６．３×［Ｔｉ％］−１９．１×［Ｎｂ％］＋１９８．４×［Ａｌ％］＋３３１５×［Ｂ％］
上記式中、［Ｘ％］は、上述した成分組成における成分Ｘの含有量（単位：質量％）である。含有しない成分Ｘの［Ｘ％］は０とする。

温度Ｔ１は、オーステナイト単相域であれば特に限定されないが、高すぎると、オーステナイト粒の成長が著しくなる。これにより、焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、アスペクト比の大きいマルテンサイトの割合が増加し、残留オーステナイトの面積率が低下し、延性および伸びフランジ性が不十分となる場合がある。このため、温度Ｔ１は、１０００℃以下が好ましく、９５０℃以下がより好ましい。

温度Ｔ１がオーステナイト単相域に満たない、または、温度Ｔ１での加熱時間が短すぎると、温度Ｔ１での加熱中に、オーステナイトへの逆変態が十分に進まず、フェライトの面積率が多くなり、強度の確保が困難となる場合がある。
このため、温度Ｔ１での加熱時間は、１５秒以上であり、３０秒以上が好ましく、６０秒以上がより好ましい。

一方、温度Ｔ１での加熱時間が長すぎると、加熱中にオーステナイトが粗大化する。これにより、マルテンサイトの面積率が増加し、アスペクト比の大きいマルテンサイトの割合が増加し、残留オーステナイトの面積率は低下し、延性および伸びフランジ性が不十分となる場合がある。
このため、温度Ｔ１での加熱時間は、１０００秒以下であり、８００秒以下が好ましく、６００秒以下がより好ましい。

〈Ｍｓ−５０℃以上Ｍｓ℃未満の温度Ｔ２まで冷却〉
温度Ｔ２は、強度と加工性とを両立するために重要である。
温度Ｔ１で加熱された冷延鋼板は、Ｍｓ−５０℃以上Ｍｓ℃未満の冷却停止温度である温度Ｔ２まで、冷却される。Ｍｓ℃未満まで冷却することにより、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させる。温度Ｔ２までの冷却中に生成したマルテンサイトは、後述する温度Ｔ３での保持時のベイナイト変態の核となる。温度Ｔ３での保持中のベイナイト変態を促進させ、残留オーステナイト中の炭素濃化を促進させるために重要である。

温度Ｔ２がＭｓ−５０℃未満であると、温度Ｔ２で未変態オーステナイトがマルテンサイト化する量が過剰となり、最終的に焼戻しマルテンサイトが多く、残留オーステナイトが減少し、優れた強度と加工性とを両立できない。このため、温度Ｔ２は、Ｍｓ−５０℃以上である。
一方、温度Ｔ２がＭｓ℃以上になると、冷却停止した時点でマルテンサイトを確保できない。これにより、温度Ｔ３での保持中のベイナイト変態が遅延し、最終的に、所望する残留オーステナイト量の確保が困難となる。このため、温度Ｔ２は、Ｍｓ℃未満である。

Ｍｓ（単位：℃）は、下記式によって求める。
Ｍｓ＝５５０−３５×［Ｍｎ％］−１３×［Ｓｉ％］−１０×［Ｃｒ％］−１２×［Ｍｏ％］−６００×｛１−ｅｘｐ（−０．９６×［Ｃ％］）｝
上記式中、［Ｘ％］は、上述した成分組成における成分Ｘの含有量（単位：質量％）である。含有しない成分Ｘの［Ｘ％］は０とする。

〈５００℃以下の温度Ｔ３に昇温して１５秒以上１０００秒以下保持〉
温度Ｔ２まで冷却された冷延鋼板は、５００℃以下の温度Ｔ３まで昇温され、温度Ｔ３で１５秒以上１０００秒以下の時間、保持される。
温度Ｔ３での保持では、温度Ｔ１から温度Ｔ２までの冷却により生成したマルテンサイトを焼戻しし、また、未変態オーステナイトをベイナイトに変態させ、固溶Ｃをオーステナイト中に濃化させる。これらなどにより、オーステナイトの安定化を進める。

温度Ｔ３が高すぎると、ベイナイト変態が抑制され、所望する残留オーステナイト量の確保が困難となる。このため、温度Ｔ３は、５００℃以下であり、４２０℃以下が好ましい。
一方、温度Ｔ３が低すぎると、固溶Ｃの拡散速度が低下し、オーステナイト中へのＣ濃化量が減少することにより、必要な残留オーステナイト中のＣ濃度が得られにくい場合がある。このため、温度Ｔ３は、２５０℃以上が好ましく、２８０℃以上がより好ましく、３００℃以上が更に好ましい。

温度Ｔ３での保持時間が短すぎると、ベイナイト変態が不十分となり、所望のミクロ組織が得られない。その結果、加工性が不十分となる場合がある。このため、温度Ｔ３での保持時間は、１５秒以上であり、５０秒以上が好ましく、１００秒以上がより好ましい。

温度Ｔ３での保持時間は、温度Ｔ２で生成したマルテンサイトによるベイナイト変態の促進効果により、１０００秒あれば十分である。
温度Ｔ３での保持時間が長すぎると、最終的なミクロ組織として、安定な残留オーステナイトが得られず、その結果、所望の延性が得られない場合がある。このため、温度Ｔ３での保持時間は、１０００秒以下であり、７００秒以下が好ましく、６００秒以下がより好ましい。

〈Ｍｓ−２００℃以上であって温度Ｔ２未満である温度Ｔ４まで冷却〉
温度Ｔ３での保持が終了した段階でベイナイト変態していないオーステナイトから、ベイナイト変態の核となるマルテンサイトを、再び生成させる。このため、冷延鋼板を、上述した温度Ｔ２未満の冷却停止温度である温度Ｔ４まで冷却する。
温度Ｔ４が温度Ｔ２以上であると、後述する温度Ｔ５に昇温して保持した後に、ベイナイト変態が不十分となり、延性向上に寄与する残留オーステナイトが得られない。このため、温度Ｔ４は、温度Ｔ２未満である。
一方、温度Ｔ４がＭｓ−２００℃未満であると、温度Ｔ４で冷却停止した時に、マルテンサイトの生成量が過剰となり、温度Ｔ５に昇温した後の焼戻しマルテンサイト量が過剰となり、残留オーステナイト量が減少する。これにより、優れた強度と加工性とを両立できない。このため、温度Ｔ４は、Ｍｓ−２００℃以上である。

〈５００℃以下の温度Ｔ５に昇温して１５秒以上１０００秒以下保持〉
温度Ｔ４まで冷却された冷延鋼板は、５００℃以下の温度Ｔ５まで再び昇温され、温度Ｔ５で１５秒以上１０００秒以下の時間、保持される。
温度Ｔ５での保持では、温度Ｔ３から温度Ｔ４までの冷却により生成したマルテンサイトを焼戻しし、また、未変態オーステナイトをベイナイトに変態させる。こうして、温度Ｔ５での保持が終了した段階で、温度Ｔ３での保持後よりも多量の固溶Ｃをオーステナイト中に濃化でき、オーステナイトの安定化が進み、最終的に、延性向上に寄与する残留オーステナイトを確保できる。

温度Ｔ５が高すぎると、ベイナイト変態が抑制され、残留オーステナイト量が減少する。このため、温度Ｔ５は、５００℃以下であり、４２０℃以下が好ましい。
一方、温度Ｔ５が低すぎると、固溶Ｃの拡散速度が低下し、オーステナイト中へのＣ濃化量が減少することにより、必要な残留オーステナイト中のＣ濃度が得られにくい場合がある。このため、温度Ｔ５は、２５０℃以上が好ましく、２８０℃以上がより好ましく、３００℃以上が更に好ましい。

温度Ｔ５での保持時間が短すぎると、ベイナイト変態が不十分となり、所望のミクロ組織が得られない。その結果、加工性が不十分となる場合がある。このため、温度Ｔ５での保持時間は、１５秒以上であり、５０秒以上が好ましく、１００秒以上がより好ましい。

温度Ｔ５での保持時間は、温度Ｔ４で生成したマルテンサイトによるベイナイト変態の促進効果により、１０００秒あれば十分である。
温度Ｔ５での保持時間が長すぎると、最終的なミクロ組織として、安定な残留オーステナイトが得られず、その結果、所望する強度および延性の一方または両方が得られない場合がある。このため、温度Ｔ５での保持時間は、１０００秒以下であり、７００秒以下が好ましく、６００秒以下がより好ましい。

その他の条件としては、昇温速度および冷却速度は、例えば、以下のとおりである。
冷間圧延後の冷延鋼板は、例えば、室温から、温度Ｔ１まで昇温させる。温度Ｔ１までの昇温速度は、０．１℃／秒以上が好ましく、０．５℃／秒以上がより好ましい。一方、４０℃／秒以下が好ましく、３０℃／秒以下がより好ましい。

温度Ｔ１から温度Ｔ２までの冷却速度は、５℃／秒以上が好ましく、１０℃／秒以上がより好ましい。一方、５０℃／秒以下が好ましく、４０℃／秒以下がより好ましい。

温度Ｔ２から温度Ｔ３までの昇温速度は、５℃／秒以上が好ましく、１０℃／秒以上がより好ましい。一方、１００℃／秒以下が好ましく、５０℃／秒以下がより好ましい。

温度Ｔ３から温度Ｔ４までの冷却速度は、５℃／秒以上が好ましく、１０℃／秒以上がより好ましい。一方、５０℃／秒以下が好ましく、４０℃／秒以下がより好ましい。

温度Ｔ４から温度Ｔ５までの昇温速度は、５℃／秒以上が好ましく、１０℃／秒以上がより好ましい。一方、１００℃／秒以下が好ましく、５０℃／秒以下がより好ましい。

温度Ｔ５で保持した後、冷延鋼板は、例えば、室温まで冷却する。冷却の方法としては、例えば、空冷、ガス冷却、炉冷および水冷が好適に挙げられる。このとき、温度Ｔ５からの冷却速度は、５℃／秒以上が好ましく、１０℃／秒以上がより好ましい。一方、１０００℃／秒以下が好ましく、１００℃／秒以下がより好ましい。

以上説明した熱処理において、保持温度は、上述した温度範囲内であれば、一定でなくてもよく、上述した温度範囲内で変動してもよい。
上述した熱履歴さえ満足すれば、いかなる設備で熱処理してもよい。
熱処理後の鋼板の表面に、形状矯正のために、調質圧延を施してもよい。
熱処理後の鋼板（本発明の高強度鋼板）をめっき処理することにより、溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。更に、合金化処理することにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。

以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明は、以下に説明する実施例に限定されない。

〈鋼板の製造〉
下記表１に示す成分組成（残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる）を有する鋼を溶製して得た鋼片を、１２５０℃に加熱し、その後、８７０℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を、５５０℃で巻き取り、次いで酸洗した。酸洗した熱延鋼板を、５０％の圧下率で冷間圧延し、板厚が１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。

次に、得られた冷延鋼板に、図１に示す温度パターンの熱処理を下記表２に示す条件で施して、鋼板（高強度鋼板）を得た。得られた鋼板には、圧下率０．１％の調質圧延を施した。

図１に示す温度パターンの熱処理の他の条件として、室温から温度Ｔ１までの昇温速度は、２℃／秒とした。温度Ｔ１から温度Ｔ２までの冷却速度は、２０℃／秒とした。温度Ｔ２から温度Ｔ３までの昇温速度は、３０℃／秒とした。温度Ｔ３から温度Ｔ４までの冷却速度は、１５℃／秒とした。温度Ｔ４から温度Ｔ５までの昇温速度は、２０℃／秒とした。温度Ｔ５から室温までの冷却速度は、１５℃／秒とした。

ただし、Ｎｏ．２５では、温度Ｔ３での保持後、温度Ｔ４で冷却を停止させずに、そのまま室温まで冷却し、鋼板を得た。すなわち、２回目の再加熱を行なわなかった。
また、Ｎｏ．２６では、温度Ｔ１での加熱後、温度Ｔ２までに冷却させずに、直接、温度Ｔ３まで冷却し、温度Ｔ３で保持した。温度Ｔ３での保持後、Ｎｏ．２５と同様に、温度Ｔ４で冷却を停止させずに、そのまま室温まで冷却し、鋼板を得た。

〈ミクロ組織〉
得られた鋼板における各組織の面積率を、以下のようにして求めた。結果を下記表３に示す。

鋼板のミクロ組織全体に占める各組織の面積率は、鋼板の圧延方向断面かつ板厚１／４面を、光学顕微鏡で観察することにより求めた。倍率１０００倍の断面写真を用いて、画像解析により、任意に設定した１００μｍ×１００μｍの正方形領域内に存在する各組織の占有面積を求めた。観察は、Ｎ＝５（観察視野５箇所）で実施した。観察に際しては、３体積％ピクラールと３体積％ピロ亜硫酸ソーダとの混合液でエッチングした。

このようにして観察される黒色領域が、フェライトまたはベイナイトであるとして、フェライトとベイナイトとの合計の面積率を求めた。
黒色領域以外の残部領域が、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトであるとして、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計の面積率を求めた。

ベイナイトは、ラス状フェライトの集合体であり、Ｆｅ系炭化物を有する組織である。
ベイナイトとフェライトとは、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）およびＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて区別し、各々の面積率を求めた。

残留オーステナイトの面積率は、次のように求めた。
まず、残留オーステナイトの量を、従来行なわれているＸ線回折法により求めた。ＭｏのＫα線を用い、鋼板の板厚１／４面を測定面とした。オーステナイトの（２１１）面および（２２０）面のピーク強度と、フェライトの（２００）面および（２２０）面のピーク強度との比（ピーク強度比）から、残留オーステナイトの量（体積率）を算出した。算出した残留オーステナイトの量（体積率）を、残留オーステナイトの面積率とした。

焼戻しマルテンサイトとマルテンサイトとの区別は、次のように行なった。
走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影した倍率１０００〜３０００倍の圧延方向の断面写真（ＳＥＭ写真）を用いて、画像解析により、任意に設定した５０μｍ×５０μｍの正方形領域内に存在する各組織の占有面積を求めた。観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。観察に際しては、ナイタールでエッチングした。ＳＥＭ写真上において、表面が平滑なものをマルテンサイト、表面に炭化物などが観察されるものを焼戻しマルテンサイトとし、面積率を求めた。

更に、アスペクト比が２．０未満のマルテンサイトの面積率（Ａ）と全マルテンサイトの面積率（Ｂ）との比（Ａ／Ｂ）を求めた。結果を下記表３に示す。
マルテンサイトのアスペクト比は、Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ｅｌｅｍｅｎｔｓ １３を用いて、マルテンサイト粒に外接する楕円を描画し、その楕円の長軸長さを短軸長さで除することで算出した。

〈評価〉
得られた鋼板を、以下の方法で評価した。結果を下記表３に示す。
まず、得られた鋼板について、引張試験を行なった。引張試験は、鋼板の板幅方向を長手方向としたＪＩＳ ５号試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行なった。
引張強さ（ＴＳ）［ＭＰａ］および全伸び（Ｅｌ）［％］を測定し、強度および延性を評価した。引張強さと全伸びとの積（ＴＳ×Ｅｌ）を算出して、強度と延性とのバランスを評価した。ＴＳ×Ｅｌ≧１８０００［ＭＰａ・％］である場合、加工性に優れると評価した。
更に、得られた鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、ＪＦＳＴ １００１（鉄連規格）に準拠して穴拡げ試験を３回行ない平均の穴拡げ率（λ）［％］を求め、伸びフランジ性を評価した。引張強さと穴拡げ率との積（ＴＳ×λ）を算出して、強度と伸びフランジ性とのバランスを評価した。ＴＳ×λ≧４００００［ＭＰａ・％］である場合、加工性に優れると評価した。

下記表１〜表３において、下線は、本発明の範囲外または好適範囲外を意味する。

〈評価結果まとめ〉
上記表３に示すように、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．８およびＮｏ．２７〜Ｎｏ．２９の鋼板は、いずれも、引張強さが１３００ＭＰａ以上であり、ＴＳ×Ｅｌの値が１８０００ＭＰａ・％以上であり、ＴＳ×λの値が４００００ＭＰａ・％以上であり、優れた強度と加工性とを兼ね備えていた。

これに対して、Ｎｏ．９〜Ｎｏ．２６の鋼板は、引張強さ、ＴＳ×Ｅｌ、および、ＴＳ×λの少なくともいずれかが不十分であった。具体的には、以下のとおりであった。

Ｎｏ．９（Ｃ量が少ない鋼種Ｉを使用）は、焼戻しマルテンサイトが少なく、ベイナイトが多く、残留オーステナイトが少なく、強度および加工性（延性）が不十分であった。
Ｎｏ．１０（Ｍｎ量が少ない鋼種Ｊを使用）は、フェライトが多く、残留オーステナイトが少なく、強度および加工性（延性）が不十分であった。
Ｎｏ．１１（Ｍｎ量が多い鋼種を使用）は、加工性（延性、伸びフランジ性）が不十分であった。

Ｎｏ．１２（温度Ｔ１が低い）は、フェライトが多く、残留オーステナイトが少なく、強度および加工性（延性）が不十分であった。
Ｎｏ．１３（温度Ｔ１での加熱時間が短い）は、フェライトが多く、強度が不十分であった。
Ｎｏ．１４（温度Ｔ１での加熱時間が長い）は、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、アスペクト比が２．０未満のマルテンサイトが多く、加工性（延性、伸びフランジ性）が不十分であった。

Ｎｏ．１５（温度Ｔ２が低い）は、焼戻しマルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性（延性）が不十分であった。
Ｎｏ．１６（温度Ｔ２が高い）は、ベイナイトが少なく、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性（延性、伸びフランジ性）が不十分であった。

Ｎｏ．１７（温度Ｔ３が高い）は、ベイナイトが少なく、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性（延性、伸びフランジ性）が不十分であった。
Ｎｏ．１８（温度Ｔ３での保持時間が短い）は、ベイナイトが少なく、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性（延性、伸びフランジ性）が不十分であった。
Ｎｏ．１９（温度Ｔ３での保持時間が長い）は、残留オーステナイトが少なく、加工性（延性）が不十分であった。

Ｎｏ．２０（温度Ｔ４が低い）は、焼戻しマルテンサイトが多く、残留オーステナイト量が少なく、加工性（延性）が不十分であった。
Ｎｏ．２１（温度Ｔ４が高い）は、ベイナイトが少なく、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性（延性、伸びフランジ性）が不十分であった。

Ｎｏ．２２（温度Ｔ５が高い）は、ベイナイトが少なく、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性（延性、伸びフランジ性）が不十分であった。
Ｎｏ．２３（温度Ｔ５での保持時間が短い）は、ベイナイトが少なく、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性（延性、伸びフランジ性）が不十分であった。
Ｎｏ．２４（温度Ｔ５での保持時間が長い）は、残留オーステナイトが少なく、加工性（延性）が不十分であった。

Ｎｏ．２５（２回目の再加熱なし）は、焼戻しマルテンサイトが少なく、ベイナイトが少なく、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性（延性、伸びフランジ性）が不十分であった。
Ｎｏ．２６（再加熱なし、従来の連続焼鈍）は、焼戻しマルテンサイトが少なく、ベイナイトが多く、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性（延性、伸びフランジ性）が不十分であった。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．２０％以上０．５０％以下、
   Ｓｉ：０．５％以上２．５％以下、
   Ｍｎ：２．５％以上５．０％以下、
   Ｐ：０．１００％以下、
   Ｓ：０．０５００％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、および、
   Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を、熱間圧延し、その後、冷間圧延することにより、冷延鋼板を得て、
   前記冷延鋼板を、オーステナイト単相域の温度Ｔ１で１５秒以上１０００秒以下加熱し、その後、Ｍｓ−５０℃以上Ｍｓ℃未満の温度Ｔ２まで冷却し、その後、５００℃以下の温度Ｔ３に昇温して１５秒以上１０００秒以下保持し、その後、Ｍｓ−２００℃以上であって前記温度Ｔ２未満である温度Ｔ４まで冷却し、その後、５００℃以下の温度Ｔ５に昇温して１５秒以上１０００秒以下保持する、高強度鋼板の製造方法。
   ここで、前記成分組成における成分Ｘの含有量を単位質量％で［Ｘ％］としたとき、Ｍｓは、単位℃で、下記式によって求める。
   Ｍｓ＝５５０−３５×［Ｍｎ％］−１３×［Ｓｉ％］−１０×［Ｃｒ％］−１２×［Ｍｏ％］−６００×｛１−ｅｘｐ（−０．９６×［Ｃ％］）｝
2. 前記成分組成が、更に、質量％で、
   Ｔｉ：０．１００％以下、
   Ｎｂ：０．１００％以下、
   Ｖ：０．１００％以下、
   Ｔａ：０．１００％以下、
   Ｗ：０．５００％以下、
   Ｃｕ：２．００％以下、
   Ｎｉ：１．００％以下、
   Ｓｎ：０．２００％以下、
   Ｓｂ：０．２００％以下、
   Ｃｒ：１．０００％以下、
   Ｍｏ：１．０００％以下、
   Ｂ：０．００５０％以下、
   Ｍｇ：０．００５０％以下、
   Ｚｒ：０．１００％以下、
   ＲＥＭ：０．００５０％以下、および、
   Ｃａ：０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法。
3. 質量％で、
   Ｃ：０．２０％以上０．５０％以下、
   Ｓｉ：０．５％以上２．５％以下、
   Ｍｎ：２．５％以上５．０％以下、
   Ｐ：０．１００％以下、
   Ｓ：０．０５００％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、および、
   Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
   フェライトの面積率が０％以上１０％以下であり、焼戻しマルテンサイトの面積率が４０％以上８０％未満であり、ベイナイトの面積率が５％以上２０％未満であり、マルテンサイトの面積率が０％以上１０％以下であり、残留オーステナイトの面積率が１０％以上２０％以下であるミクロ組織と、を有する高強度鋼板。
4. アスペクト比が２．０未満のマルテンサイトの面積率と全マルテンサイトの面積率との比が０．５以下である、請求項３に記載の高強度鋼板。
5. 前記成分組成が、更に、質量％で、
   Ｔｉ：０．１００％以下、
   Ｎｂ：０．１００％以下、
   Ｖ：０．１００％以下、
   Ｔａ：０．１００％以下、
   Ｗ：０．５００％以下、
   Ｃｕ：２．００％以下、
   Ｎｉ：１．００％以下、
   Ｓｎ：０．２００％以下、
   Ｓｂ：０．２００％以下、
   Ｃｒ：１．０００％以下、
   Ｍｏ：１．０００％以下、
   Ｂ：０．００５０％以下、
   Ｍｇ：０．００５０％以下、
   Ｚｒ：０．１００％以下、
   ＲＥＭ：０．００５０％以下、および、
   Ｃａ：０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項３または４に記載の高強度鋼板。

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