JP2022044505A - 高強度鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 - Google Patents
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
- C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
- C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
- C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
- C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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Abstract
【課題】引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、均一伸び（ｕＥＬ）、全伸び（ＥＬ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、穴広げ率（λ）の何れもが高いレベルにある高強度鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を提供する。【解決手段】所定の成分組成を有し、鋼組織が、全鋼組織に占める面積率で、ＭＡ分率が０％超、１５．０％以下であり、軟質α相組織の分率が０％以上、５０％以下であり、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が０．１５５μｍより大きい、高強度鋼板である。【選択図】なし
Description
本発明は、自動車用部品をはじめとする各種の用途に使用可能な高強度鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関する。
自動車用部品（例えば骨格部品）等に供される鋼板（例えば、冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等）は、車体軽量化により燃費改善を実現するために薄肉化が求められており、薄肉化及び部品強度確保を達成するために鋼板の高強度化が求められている。その一方で、そのような鋼板は、複雑な形状の部品に成形するために、優れた加工性も要求されている。例えば、特許文献１は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高強度鋼板を開示している。特許文献２は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を開示している。
自動車用部品をはじめとする各種用途において、高い引張強度（ＴＳ）を有すると共に、優れた強度延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）、高い降伏比（ＹＲ）および優れた穴広げ率（λ）を有することが求められている。さらには、外力が加わったときに不均一に変形すると当該箇所から亀裂を生じるおそれがあるため、均一に変形(均一伸び、ｕＥＬ）することも求められる。特許文献１および特許文献２の従来の技術では、これら全ての特性を十分に満足しない場合があった。
引張強度、強度延性バランス、降伏比、均一伸びおよび穴広げ率それぞれについて、具体的には、以下のことが求められている。
引張強度、強度延性バランス、降伏比、均一伸びおよび穴広げ率それぞれについて、具体的には、以下のことが求められている。
引張強度（ＴＳ）については、７８０ＭＰａ以上であることが求められている。また、使用中に負荷できる応力を高くするためには、高い引張強度（ＴＳ）に加えて高い降伏強度（ＹＳ）を有する必要がある。また、衝突安全性等を確保する観点からも、鋼板の降伏強度を高めることも必要である。このため、具体的には０．６５以上の降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が求められている。
全伸び（ＥＬ）については、２１％以上であることが求められている。そのうえで、強度延性バランスについては、ＴＳと全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）が２００００ＭＰａ・％以上であることが求められている。さらに部品成形時の成形性を確保するために、穴広げ性を示す穴広げ率λが２０．０％以上であることも求められている。また、外力付与時に均一に変形（均一伸び）できるように、１３％超のｕＥＬが求められている。
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、均一伸び（ｕＥＬ）、全伸び（ＥＬ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、穴広げ率（λ）の何れもが高いレベルにある高強度鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明の態様１は、
Ｃ ：０．１５質量％超、０．３５質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超、３．０質量％以下、
Ｍｎ：１．０質量％以上、４．０質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、３．０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｐ ：０質量％超、０．０５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０１質量％以下、および
ＳｉとＡｌの合計：０．５質量％以上、３．０質量％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
鋼組織が、
全鋼組織に占める面積率で、
ＭＡ分率が０％超、１５．０％以下であり、
軟質α相組織の分率が０％以上、５０％以下であり、
残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が０．１５５μｍより大きい、
高強度鋼板である。
Ｃ ：０．１５質量％超、０．３５質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超、３．０質量％以下、
Ｍｎ：１．０質量％以上、４．０質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、３．０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｐ ：０質量％超、０．０５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０１質量％以下、および
ＳｉとＡｌの合計：０．５質量％以上、３．０質量％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
鋼組織が、
全鋼組織に占める面積率で、
ＭＡ分率が０％超、１５．０％以下であり、
軟質α相組織の分率が０％以上、５０％以下であり、
残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が０．１５５μｍより大きい、
高強度鋼板である。
本発明の態様２は、
Ｃｕ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｎｉ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｃｒ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｍｏ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｂ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｖ ：０．００５質量％超、０．０５質量％以下、
Ｎｂ ：０質量％超、０．０５質量％以下、
Ｔｉ ：０質量％超、０．０５質量％以下、
Ｃａ ：０質量％超、０．０５質量％以下、および
ＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下、
から成る群から選択される１種以上を更に含む、態様１に記載の高強度鋼板である。
Ｃｕ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｎｉ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｃｒ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｍｏ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｂ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｖ ：０．００５質量％超、０．０５質量％以下、
Ｎｂ ：０質量％超、０．０５質量％以下、
Ｔｉ ：０質量％超、０．０５質量％以下、
Ｃａ ：０質量％超、０．０５質量％以下、および
ＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下、
から成る群から選択される１種以上を更に含む、態様１に記載の高強度鋼板である。
本発明の態様３は、
態様１または態様２に記載の高強度鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層を有する、電気亜鉛めっき鋼板である。
態様１または態様２に記載の高強度鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層を有する、電気亜鉛めっき鋼板である。
本発明の態様４は、
態様１または態様２に記載の高強度鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層を有する、溶融亜鉛めっき鋼板である。
態様１または態様２に記載の高強度鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層を有する、溶融亜鉛めっき鋼板である。
本発明の態様５は、
態様１または態様２に記載の高強度鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
態様１または態様２に記載の高強度鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
本発明の態様６は、
態様１または態様２に記載の成分組成を有する圧延材を用意する工程と、
前記圧延材を（Ａｃ３＋３０℃）以上の温度に加熱しオーステナイト化する工程と、
前記オーステナイト化後、（Ｍｓ＋２５０℃）から（Ｍｓ＋１１０℃）までの間を平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却し、（Ｍｓ＋１１０℃）から（Ｍｓ＋１０℃）までの温度範囲内で０℃／秒以上、１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させる工程と、
前記滞留の後、（Ｍｓ＋１０℃）以上の温度からＭｓ℃未満の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
前記冷却停止温度から（Ｍｓ－１００℃）～（Ｍｓ＋１２５℃）の範囲にある再加熱温度まで加熱する工程と、
を含む、高強度鋼板の製造方法である。
ここで、前記Ａｃ３および前記Ｍｓは、下記式により算出される。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋１２０×［Ａｓ］＋４００×［Ｔｉ］
Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］―３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
態様１または態様２に記載の成分組成を有する圧延材を用意する工程と、
前記圧延材を（Ａｃ３＋３０℃）以上の温度に加熱しオーステナイト化する工程と、
前記オーステナイト化後、（Ｍｓ＋２５０℃）から（Ｍｓ＋１１０℃）までの間を平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却し、（Ｍｓ＋１１０℃）から（Ｍｓ＋１０℃）までの温度範囲内で０℃／秒以上、１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させる工程と、
前記滞留の後、（Ｍｓ＋１０℃）以上の温度からＭｓ℃未満の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
前記冷却停止温度から（Ｍｓ－１００℃）～（Ｍｓ＋１２５℃）の範囲にある再加熱温度まで加熱する工程と、
を含む、高強度鋼板の製造方法である。
ここで、前記Ａｃ３および前記Ｍｓは、下記式により算出される。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋１２０×［Ａｓ］＋４００×［Ｔｉ］
Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］―３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
本発明の態様７は、
前記再加熱温度まで加熱後に、前記再加熱温度で５０秒以上、１２００秒以下保持する、態様６に記載の高強度鋼板の製造方法である。
前記再加熱温度まで加熱後に、前記再加熱温度で５０秒以上、１２００秒以下保持する、態様６に記載の高強度鋼板の製造方法である。
本発明の態様８は、
態様６または態様７に記載の方法により得られた高強度鋼板の表面に電気亜鉛めっきを施す、電気亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
態様６または態様７に記載の方法により得られた高強度鋼板の表面に電気亜鉛めっきを施す、電気亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
本発明の態様９は、
態様６または態様７に記載の前記再加熱温度での加熱時に、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
態様６または態様７に記載の前記再加熱温度での加熱時に、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
本発明の態様１０は、
態様９に記載の前記溶融亜鉛めっきの後、合金化のための熱処理を施す、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
態様９に記載の前記溶融亜鉛めっきの後、合金化のための熱処理を施す、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
本発明によれば、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、均一伸び（ｕＥＬ）、全伸び（ＥＬ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、穴広げ率（λ）の何れもが高いレベルにある高強度鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を提供することができる。
本発明者らは鋭意検討した結果、所定の成分を有する鋼において、鋼組織（金属組織）を、全鋼組織に占める面積率で、ＭＡ分率：０％超、１５．０％以下、軟質α相組織の分率：０％以上、５０％以下、および残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差：０．１５５μｍ超とすることで、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、均一伸び（ｕＥＬ）、全伸び（ＥＬ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、穴広げ率（λ）の何れもが高いレベルにある高強度鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができることを見いだしたのである。特に、本発明者らは、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差を０．１５５μｍ超にすることで、全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）を共に向上させることができることを見いだしたのである。
１．鋼組織
以下に本発明の高強度鋼板の鋼組織の詳細を説明する。
以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
以下に本発明の高強度鋼板の鋼組織の詳細を説明する。
以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
（１）ＭＡ分率：０％超、１５．０％以下
ＭＡは硬質相であり、変形時に母相／硬質相界面近傍がボイド形成サイトとして働く。本発明に係るＭＡとは、martensite-austenite constituentの略であり、焼戻しされていないマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織である。ＭＡ分率が大きくなると、母相／硬質相界面への歪集中が起こり、母相／硬質相界面近傍に形成されたボイドを起点とした破壊を生じ易くなる。また、ＭＡは生成時に可動転位を導入することで、降伏比（ＹＲ）を低下させる。
このため、全鋼組織に占める面積率でＭＡ分率を１５．０％以下とすることで、降伏比（ＹＲ）および穴広げ率λを向上させることができる。ＭＡ分率は、好ましくは８％以下である。なお、ＭＡの存在は機械的特性をばらつかせるため、ＭＡ分率が１５．０％以下を満足していなくともλを満足する場合がある。しかし、安定して所望のλを得るためには、ＭＡ分率を１５．０％以下とする必要がある。
一方、ＭＡを構成する残留オーステナイトは、プレス加工等の加工中に加工誘起変態により、マルテンサイトに変態するＴＲＩＰ現象を生じ、高い加工硬化率をもたらす。そのため、ＭＡは、均一伸び（ｕＥＬ）および全伸び（ＥＬ）を向上させる作用を有することから、ＭＡ分率は、０％超とする。ＭＡ分率は、好ましくは３％以上、より好ましくは５％以上である。
ＭＡは硬質相であり、変形時に母相／硬質相界面近傍がボイド形成サイトとして働く。本発明に係るＭＡとは、martensite-austenite constituentの略であり、焼戻しされていないマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織である。ＭＡ分率が大きくなると、母相／硬質相界面への歪集中が起こり、母相／硬質相界面近傍に形成されたボイドを起点とした破壊を生じ易くなる。また、ＭＡは生成時に可動転位を導入することで、降伏比（ＹＲ）を低下させる。
このため、全鋼組織に占める面積率でＭＡ分率を１５．０％以下とすることで、降伏比（ＹＲ）および穴広げ率λを向上させることができる。ＭＡ分率は、好ましくは８％以下である。なお、ＭＡの存在は機械的特性をばらつかせるため、ＭＡ分率が１５．０％以下を満足していなくともλを満足する場合がある。しかし、安定して所望のλを得るためには、ＭＡ分率を１５．０％以下とする必要がある。
一方、ＭＡを構成する残留オーステナイトは、プレス加工等の加工中に加工誘起変態により、マルテンサイトに変態するＴＲＩＰ現象を生じ、高い加工硬化率をもたらす。そのため、ＭＡは、均一伸び（ｕＥＬ）および全伸び（ＥＬ）を向上させる作用を有することから、ＭＡ分率は、０％超とする。ＭＡ分率は、好ましくは３％以上、より好ましくは５％以上である。
（２）軟質α相組織分率：０％以上、５０％以下
軟質α相組織を含む場合、延性が向上するものの強度が低下する。また、母相／軟質α相界面への歪集中が起こり、母相／軟質α相界面近傍に形成されたボイドを起点とした破壊を生じ易くなる。このため、軟質α相組織分率を全鋼組織の面積率で５０％以下とすることで、降伏比（ＹＲ）および穴広げ率λを向上させることができる。軟質α相組織分率は、好ましくは４０％以下、より好ましくは３０％以下である。最も好ましくは０％である。
軟質α相組織を含む場合、延性が向上するものの強度が低下する。また、母相／軟質α相界面への歪集中が起こり、母相／軟質α相界面近傍に形成されたボイドを起点とした破壊を生じ易くなる。このため、軟質α相組織分率を全鋼組織の面積率で５０％以下とすることで、降伏比（ＹＲ）および穴広げ率λを向上させることができる。軟質α相組織分率は、好ましくは４０％以下、より好ましくは３０％以下である。最も好ましくは０％である。
本明細書において、「α相」とは、結晶構造がｂｃｃであるものをいう。例えば、上記「α相」には、フェライト、パーライト、焼戻しベイナイト、焼戻しベイナイト、焼入されていないベイナイト、ＭＡに含まれる焼戻しされていないマルテンサイト等が含まれる。「α相」は、後述するようにＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）を用いた結晶解析手法であるＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction Patterns）法を用いて同定することができる。
そして本明細書において、上記「軟質α相」とは、後記の実施例に示す通り、ＥＢＳＤによりα相であると同定された結晶粒のうち、ＧＡＭ（Grain Average Misorientation）値が０．４未満の結晶粒をいう。ＧＡＭは、１つの結晶粒内において、隣接するピクセル間の方位差を平均した値である。軟質α相組織は、転位密度が低く、１つの結晶粒内での方位差が小さいと考えられる。本発明では、上記α相のうち、上記の通り転位密度が低く軟質な組織を軟質α相組織と定義した。
軟質α相組織分率が０％以上、５０％以下であれば、「α相」における軟質α相以外の組織が含まれていても本発明の効果は発揮される。
軟質α相組織分率が０％以上、５０％以下であれば、「α相」における軟質α相以外の組織が含まれていても本発明の効果は発揮される。
（３）残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差：０．１５５μｍ超
残留オーステナイトは、プレス加工等の加工中に加工誘起変態によってマルテンサイトに変態するＴＲＩＰ現象を生じ、大きな伸びを得ることができる。残留オーステナイトは、サイズによって異なる安定性を有し、多様なサイズの残留オーステナイトが含まれるほど変形中の加工硬化が高ひずみまで持続する。このため残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差を０．１５５μｍ超とすることで、全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）を向上させることができる。残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差は、好ましくは０．１５８μｍ超、より好ましくは０．１６１μｍ超である。一方、過剰に多様なサイズの残留オーステナイトが含まれると、不安定で全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）の向上に寄与しないサイズが大きすぎる残留オーステナイトの割合が増加し、全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）が減少する場合がある。そのため、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差は、好ましくは１．０００μｍ以下、より好ましくは０．５００μｍ以下である。
残留オーステナイトは、プレス加工等の加工中に加工誘起変態によってマルテンサイトに変態するＴＲＩＰ現象を生じ、大きな伸びを得ることができる。残留オーステナイトは、サイズによって異なる安定性を有し、多様なサイズの残留オーステナイトが含まれるほど変形中の加工硬化が高ひずみまで持続する。このため残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差を０．１５５μｍ超とすることで、全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）を向上させることができる。残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差は、好ましくは０．１５８μｍ超、より好ましくは０．１６１μｍ超である。一方、過剰に多様なサイズの残留オーステナイトが含まれると、不安定で全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）の向上に寄与しないサイズが大きすぎる残留オーステナイトの割合が増加し、全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）が減少する場合がある。そのため、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差は、好ましくは１．０００μｍ以下、より好ましくは０．５００μｍ以下である。
また、サイズが大きすぎる残留オーステナイトは不安定で全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）の向上に寄与しない場合がある。このため、残留オーステナイトの平均円相当直径は、１．０μｍ以下であることが好ましい。なお、上述したように、本発明におけるＭＡは、焼き戻されていないマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織であるので、残留オーステナイトの面積分率は、ＭＡ分率以下である。
（４）その他の鋼組織
本発明の鋼組織は上記したＭＡおよび軟質α相組織、残留オーステナイト以外の鋼組織は特に規定していない。しかしながら、ＭＡ等以外の組織が存在していても、上述した組織条件を満たしていれば、本発明の効果は発揮される。
本発明の鋼組織は上記したＭＡおよび軟質α相組織、残留オーステナイト以外の鋼組織は特に規定していない。しかしながら、ＭＡ等以外の組織が存在していても、上述した組織条件を満たしていれば、本発明の効果は発揮される。
２．化学成分組成
以下に本発明に係る高強度鋼板の組成について説明する。まず、基本となる元素について説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
以下に本発明に係る高強度鋼板の組成について説明する。まず、基本となる元素について説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
（１）Ｃ：０．１５質量％超、０．３５質量％以下
Ｃは、所望の組織を得て、高い（ＴＳ×ＥＬ）等の特性を確保するために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには０．１５質量％超含有させる必要がある。ただし、０．３５質量％超では溶接に適さず、十分な溶接強度を得ることができない。Ｃ量は、好ましくは０．１８質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。また、好ましくは０．３０質量％以下、より好ましくは０．２５質量％以下である。Ｃ量が、上記の通り好ましくは０．３０質量％以下の場合、より容易に溶接することができる。
Ｃは、所望の組織を得て、高い（ＴＳ×ＥＬ）等の特性を確保するために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには０．１５質量％超含有させる必要がある。ただし、０．３５質量％超では溶接に適さず、十分な溶接強度を得ることができない。Ｃ量は、好ましくは０．１８質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。また、好ましくは０．３０質量％以下、より好ましくは０．２５質量％以下である。Ｃ量が、上記の通り好ましくは０．３０質量％以下の場合、より容易に溶接することができる。
（２）Ｓｉ：０質量％超、３．０質量％以下
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｓｉは、固溶強化による強度向上にも有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させる観点から、Ｓｉは０質量％超含有させる。好ましくは０．０２質量％以上含有させる。しかし、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、多量に含まれると、焼入れ性が損なわれて高強度を確保することが難しくなる。また、ＬＭＥ感受性に悪影響を及ぼす。このため、Ｓｉ量は３．０質量％以下とする。好ましくは２．５質量％以下、より好ましくは２．０質量％以下、更に好ましくは１．９５質量％以下とする。
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｓｉは、固溶強化による強度向上にも有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させる観点から、Ｓｉは０質量％超含有させる。好ましくは０．０２質量％以上含有させる。しかし、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、多量に含まれると、焼入れ性が損なわれて高強度を確保することが難しくなる。また、ＬＭＥ感受性に悪影響を及ぼす。このため、Ｓｉ量は３．０質量％以下とする。好ましくは２．５質量％以下、より好ましくは２．０質量％以下、更に好ましくは１．９５質量％以下とする。
（３）Ａｌ：０質量％超、３．０質量％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、また鋼の耐食性を向上させる効果もある。これらの効果を十分発揮させるには、Ａｌは０質量％超含有させる。好ましくは０．０３０質量％以上、より好ましくは０．０４０質量％以上含有させる。しかし、Ａｌはフェライト生成元素であるため、多量に含まれると、焼入れ性が損なわれて高強度を確保することが難しくなる。よって、Ａｌ量は、３．０質量％以下とする。好ましくは２．５質量％以下、より好ましくは２．０質量％以下、更に好ましくは１．９５質量％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、また鋼の耐食性を向上させる効果もある。これらの効果を十分発揮させるには、Ａｌは０質量％超含有させる。好ましくは０．０３０質量％以上、より好ましくは０．０４０質量％以上含有させる。しかし、Ａｌはフェライト生成元素であるため、多量に含まれると、焼入れ性が損なわれて高強度を確保することが難しくなる。よって、Ａｌ量は、３．０質量％以下とする。好ましくは２．５質量％以下、より好ましくは２．０質量％以下、更に好ましくは１．９５質量％以下とする。
（４）ＳｉとＡｌの合計：０．５質量％以上、３．０質量％以下
ＳｉとＡｌは、それぞれ、セメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトの形成を促進する働きも有する。このような作用を有効に発揮させるためにはＳｉとＡｌを合計で０．５質量％以上含有させる必要がある。好ましくは０．７質量％以上、より好ましくは１．０質量％以上含有させる。ただし、ＳｉとＡｌの合計が３．０質量％を超えると鋼の変形能が低下して、ＴＳ×ＥＬが低下する。このため、ＳｉとＡｌの合計量は、３．０質量％以下とする。好ましくは２．５質量％以下、より好ましくは２．０質量％以下、更に好ましくは１．９５質量％以下とする。
ＳｉとＡｌは、それぞれ、セメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトの形成を促進する働きも有する。このような作用を有効に発揮させるためにはＳｉとＡｌを合計で０．５質量％以上含有させる必要がある。好ましくは０．７質量％以上、より好ましくは１．０質量％以上含有させる。ただし、ＳｉとＡｌの合計が３．０質量％を超えると鋼の変形能が低下して、ＴＳ×ＥＬが低下する。このため、ＳｉとＡｌの合計量は、３．０質量％以下とする。好ましくは２．５質量％以下、より好ましくは２．０質量％以下、更に好ましくは１．９５質量％以下とする。
（５）Ｍｎ：１．０質量％以上、４．０質量％以下
Ｍｎはフェライトの形成を抑制する。このような作用を有効に発揮させるためには１．０質量％以上含有させる必要がある。好ましくは１．５質量％以上含有させる。ただし、４．０質量％を超えるとベイナイト変態を抑制し比較的粗大な残留オーステナイトを形成することができず（すなわち、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差を大きくすることができず）、また、ＬＭＥ感受性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎ量は４．０質量％以下とする。好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは２．５質量％以下、更に好ましくは２．２質量％以下である。
Ｍｎはフェライトの形成を抑制する。このような作用を有効に発揮させるためには１．０質量％以上含有させる必要がある。好ましくは１．５質量％以上含有させる。ただし、４．０質量％を超えるとベイナイト変態を抑制し比較的粗大な残留オーステナイトを形成することができず（すなわち、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差を大きくすることができず）、また、ＬＭＥ感受性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎ量は４．０質量％以下とする。好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは２．５質量％以下、更に好ましくは２．２質量％以下である。
（６）Ｎ：０質量％超、０．０１質量％以下
Ｎ量が過剰であると、窒化物の析出量が増大し、靭性に悪影響を与える。このため、Ｎ量は０．０１質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８質量％以下、より好ましくは０．００６質量％以下である。なお、製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ量は通常０．００１質量％以上となる。
Ｎ量が過剰であると、窒化物の析出量が増大し、靭性に悪影響を与える。このため、Ｎ量は０．０１質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８質量％以下、より好ましくは０．００６質量％以下である。なお、製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ量は通常０．００１質量％以上となる。
（７）Ｐ：０質量％超、０．０５質量％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在する。０．０５質量％を超えたＰが存在すると全伸び（ＥＬ）および穴広げ率（λ）が劣化する。このため、Ｐの含有量は０．０５質量％以下とする。好ましくは、０．０３質量％以下である。
Ｐは不純物元素として不可避的に存在する。０．０５質量％を超えたＰが存在すると全伸び（ＥＬ）および穴広げ率（λ）が劣化する。このため、Ｐの含有量は０．０５質量％以下とする。好ましくは、０．０３質量％以下である。
（８）Ｓ：０質量％超、０．０１質量％以下
Ｓは不純物元素として不可避的に存在する。０．０１％を超えたＳが存在するとＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって穴広げ率（λ）を低下させる。このため、Ｓの含有量は０．０１質量％以下とする。好ましくは、０．００５質量％以下である。
Ｓは不純物元素として不可避的に存在する。０．０１％を超えたＳが存在するとＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって穴広げ率（λ）を低下させる。このため、Ｓの含有量は０．０１質量％以下とする。好ましくは、０．００５質量％以下である。
（９）残部
残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。本実施形態では、Ｖが不可避的に０．００５質量％以下含有される場合がある。すなわち、本実施形態では、０．００５質量％以下のＶは、不可避不純物として扱う。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。本実施形態では、Ｖが不可避的に０．００５質量％以下含有される場合がある。すなわち、本実施形態では、０．００５質量％以下のＶは、不可避不純物として扱う。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
本発明の高強度鋼板の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでもよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。
（１０）その他の元素
Ｃｕ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｂ：０質量％超、０．０１質量％以下、Ｖ：０．００５質量％超、０．０５質量％以下、Ｎｂ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｔｉ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｃａ：０質量％超、０．０５質量％以下、およびＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下の１種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、焼き入れ性を高めることで、フェライトの形成を防止し、かつ、オーステナイトの安定化やベイナイトの微細化に寄与することで強度－延性バランスを向上する。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．０５質量％以上、更により好ましくは０．１質量％以上、Ｂの含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．０００１質量％以上、更により好ましくは０．０００２質量％以上とすることが推奨される。ただし、これらの元素は過剰に含有させると加工性が劣化するとともに高コストとなるので、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、好ましくは０．５０質量％以下、より好ましくは０．４０質量％以下、更により好ましくは０．３０質量％以下、Ｂの含有量は、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００７５質量％以下、更により好ましくは０．００５質量％以下、更により好ましくは０．００３質量％以下とすることが推奨される。
Ｃｕ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｂ：０質量％超、０．０１質量％以下、Ｖ：０．００５質量％超、０．０５質量％以下、Ｎｂ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｔｉ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｃａ：０質量％超、０．０５質量％以下、およびＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下の１種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、焼き入れ性を高めることで、フェライトの形成を防止し、かつ、オーステナイトの安定化やベイナイトの微細化に寄与することで強度－延性バランスを向上する。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．０５質量％以上、更により好ましくは０．１質量％以上、Ｂの含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．０００１質量％以上、更により好ましくは０．０００２質量％以上とすることが推奨される。ただし、これらの元素は過剰に含有させると加工性が劣化するとともに高コストとなるので、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、好ましくは０．５０質量％以下、より好ましくは０．４０質量％以下、更により好ましくは０．３０質量％以下、Ｂの含有量は、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００７５質量％以下、更により好ましくは０．００５質量％以下、更により好ましくは０．００３質量％以下とすることが推奨される。
Ｖ、ＮｂおよびＴｉは、母相を析出強化することで、延性を大きく劣化させずに強度を高めることで、強度－延性バランスを向上させる。Ｖの含有量は、好ましくは０．００５質量％超、より好ましくは０．０１質量％以上、更により好ましくは０．０２質量％以上とすることが推奨される。ＮｂおよびＴｉの含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００５質量％以上、更により好ましくは０．０１質量％以上、更により好ましくは０．０２質量％以上とすることが推奨される。ただし、これらの元素は過剰に含有させると加工性が劣化するので、これらの元素の含有量は、好ましくは０．０５質量以下、より好ましくは０．０４質量％以下、更により好ましくは０．０３質量％以下に、それぞれ制限するのが望ましい。
ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳに代表される介在物を微細に分散させることで、強度－延性バランスおよび穴広げ性の改善に寄与する。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。ＣａおよびＲＥＭは、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００１質量％以上、更により好ましくは０．００２質量％以上含有させることが望ましい。しかし、これらの元素を過剰に含有させてもその効果は飽和し、経済的に無駄であるので、Ｃａについては０．０５質量％以下、ＲＥＭについては０．０１質量％以下とするのが好ましい。さらに、ＣａおよびＲＥＭの含有量は、それぞれ０．００５質量％以下とするのがより好ましい。
３．特性
上述のように本発明の高強度鋼板は、ＴＳ、ＹＲ、ｕＥＬ、ＥＬ、ＴＳ×ＥＬ、λの何れもが高いレベルにある。本発明の高強度鋼板のこれらの特性について以下に詳述する。
上述のように本発明の高強度鋼板は、ＴＳ、ＹＲ、ｕＥＬ、ＥＬ、ＴＳ×ＥＬ、λの何れもが高いレベルにある。本発明の高強度鋼板のこれらの特性について以下に詳述する。
（１）引張強度（ＴＳ）
７８０ＭＰａ以上のＴＳを有する。これにより十分な強度を確保できる。好ましくは８５０ＭＰａ以上、より好ましくは９００ＭＰａ以上、更により好ましくは９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する。
７８０ＭＰａ以上のＴＳを有する。これにより十分な強度を確保できる。好ましくは８５０ＭＰａ以上、より好ましくは９００ＭＰａ以上、更により好ましくは９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する。
（２）降伏比（ＹＲ）
０．６５以上の降伏比を有する。これにより上述の高い引張強度と相まって高い降伏強度を実現でき、深絞り加工等の加工により得た最終製品を高い応力下で使用することができる。好ましくは、０．６７以上、より好ましくは０．７０以上の降伏比を有する。
０．６５以上の降伏比を有する。これにより上述の高い引張強度と相まって高い降伏強度を実現でき、深絞り加工等の加工により得た最終製品を高い応力下で使用することができる。好ましくは、０．６７以上、より好ましくは０．７０以上の降伏比を有する。
（３）全伸び（ＥＬ）
２１％以上の全伸びを有する。これによりプレス成形性等の優れた加工性を得ることができる。好ましくは２２％以上、より好ましくは２２．６％以上である。
２１％以上の全伸びを有する。これによりプレス成形性等の優れた加工性を得ることができる。好ましくは２２％以上、より好ましくは２２．６％以上である。
（４）均一伸び（ｕＥＬ）
１３％超の均一伸びを有する。これにより外力が付与された際に鋼板を均一に変形させることができる。好ましくは１３．５％以上、より好ましくは１５％以上である。
１３％超の均一伸びを有する。これにより外力が付与された際に鋼板を均一に変形させることができる。好ましくは１３．５％以上、より好ましくは１５％以上である。
（５）ＴＳとＥＬとの積（ＴＳ×ＥＬ）
ＴＳ×ＥＬが２００００ＭＰａ・％以上である。２００００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬを有することで、高い強度と高い延性とを同時に有する、高いレベルの強度延性バランスを得ることができる。好ましくは、ＴＳ×ＥＬは２１０００ＭＰａ・％以上、より好ましくは２２０００ＭＰａ・％以上である。
ＴＳ×ＥＬが２００００ＭＰａ・％以上である。２００００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬを有することで、高い強度と高い延性とを同時に有する、高いレベルの強度延性バランスを得ることができる。好ましくは、ＴＳ×ＥＬは２１０００ＭＰａ・％以上、より好ましくは２２０００ＭＰａ・％以上である。
（６）穴広げ率（λ）
２０．０％以上の穴広げ率λを有する。これによりプレス成形性等の優れた加工性を得ることができる。好ましくは２５．０％以上、より好ましくは２９．０％以上である。
２０．０％以上の穴広げ率λを有する。これによりプレス成形性等の優れた加工性を得ることができる。好ましくは２５．０％以上、より好ましくは２９．０％以上である。
本発明の高強度鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有する電気亜鉛めっき鋼板であっても、上記所望の特性を得ることができる。めっき付着量は特に限定されず、例えば、片面あたり１０～１００ｇ／ｍ２程度であればよい。
本発明の高強度鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であっても、上記所望の特性を得ることができる。めっき付着量は特に限定されず、例えば、片面あたり１０～１００ｇ／ｍ２程度であればよい。
本発明の高強度鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であっても、上記所望の特性を得ることができる。めっき付着量は特に限定されず、例えば、片面あたり１０～１００ｇ／ｍ２程度であればよい。
本発明の高強度鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であっても、上記所望の特性を得ることができる。めっき付着量は特に限定されず、例えば、片面あたり１０～１００ｇ／ｍ２程度であればよい。
本発明の高強度鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であっても、上記所望の特性を得ることができる。めっき付着量は特に限定されず、例えば、片面あたり１０～１００ｇ／ｍ２程度であればよい。
４．製造方法
次に本発明に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、所定の組成を有する圧延材に詳細を後述する熱処理を行うことにより、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高強度鋼板を得ること見いだしたのである。特に本発明者らは、後述する熱処理において、Ｍｓ点を基準とした所定温度域における滞留時間を適切に制御することにより、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差を０．１５５μｍ超に制御し、その結果、上述の課題を解決できることを見いだしたのである。
以下にその詳細を説明する。
次に本発明に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、所定の組成を有する圧延材に詳細を後述する熱処理を行うことにより、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高強度鋼板を得ること見いだしたのである。特に本発明者らは、後述する熱処理において、Ｍｓ点を基準とした所定温度域における滞留時間を適切に制御することにより、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差を０．１５５μｍ超に制御し、その結果、上述の課題を解決できることを見いだしたのである。
以下にその詳細を説明する。
図１は本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法、とりわけ熱処理を説明するダイアグラムである。
熱処理を施す圧延材は、通常、熱間圧延後、冷間圧延を行って製造する。しかし、これに限定されるものでなく熱間圧延および冷間圧延のいずれか一方を行って製造してもよい。また、熱間圧延および冷間圧延の条件は特に限定されるものではない。
熱処理を施す圧延材は、通常、熱間圧延後、冷間圧延を行って製造する。しかし、これに限定されるものでなく熱間圧延および冷間圧延のいずれか一方を行って製造してもよい。また、熱間圧延および冷間圧延の条件は特に限定されるものではない。
（１）オーステナイト化処理
図１の［１］および［２］に示すように、圧延材を（Ａｃ３＋３０℃）以上の温度に加熱しオーステナイト化する。完全にオーステナイト化しフェライトなどの軟質α相組織の形成を抑制するために、（Ａｃ３＋３０℃）以上に加熱することが必要である。また、上記［１］の加熱温度が低い場合、旧γ粒径が微細化しベイナイト変態を促進することがある。ここで、後述の［３］における保持温度が適正範囲にある場合、ベイナイト変態が進行しやすいため、結果的にベイナイト変態が過剰に進行し、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さくなる場合がある。よって、これを抑制する観点からも、（Ａｃ３＋３０℃）以上に加熱することが必要である。好ましくは（Ａｃ３＋４０℃）以上の温度に加熱する。加熱温度は、結晶粒の粗大化をより確実に抑制するため、好ましくは（Ａｃ３＋１００℃）以下である。より好ましくは（Ａｃ３＋８０℃）以下、更に好ましくは（Ａｃ３＋６０℃）以下である。この加熱温度で１秒～１８００秒保持してよい。
図１の［１］の加熱温度までの加熱は任意の加熱速度で行ってよいが、好ましい平均加熱速度として１℃／秒以上、２０℃／秒以下を挙げることができる。
図１の［１］および［２］に示すように、圧延材を（Ａｃ３＋３０℃）以上の温度に加熱しオーステナイト化する。完全にオーステナイト化しフェライトなどの軟質α相組織の形成を抑制するために、（Ａｃ３＋３０℃）以上に加熱することが必要である。また、上記［１］の加熱温度が低い場合、旧γ粒径が微細化しベイナイト変態を促進することがある。ここで、後述の［３］における保持温度が適正範囲にある場合、ベイナイト変態が進行しやすいため、結果的にベイナイト変態が過剰に進行し、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さくなる場合がある。よって、これを抑制する観点からも、（Ａｃ３＋３０℃）以上に加熱することが必要である。好ましくは（Ａｃ３＋４０℃）以上の温度に加熱する。加熱温度は、結晶粒の粗大化をより確実に抑制するため、好ましくは（Ａｃ３＋１００℃）以下である。より好ましくは（Ａｃ３＋８０℃）以下、更に好ましくは（Ａｃ３＋６０℃）以下である。この加熱温度で１秒～１８００秒保持してよい。
図１の［１］の加熱温度までの加熱は任意の加熱速度で行ってよいが、好ましい平均加熱速度として１℃／秒以上、２０℃／秒以下を挙げることができる。
ここで、Ａｃ３は、下記式（１）により算出することができる。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋１２０×［Ａｓ］＋４００×［Ｔｉ］ ・・・（１）
上記式中の［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３参照）
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋１２０×［Ａｓ］＋４００×［Ｔｉ］ ・・・（１）
上記式中の［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３参照）
（２）冷却と（Ｍｓ＋１０℃）～（Ｍｓ＋１１０℃）の温度域での滞留
上記のオーステナイト化後、冷却し、図１の［３］に示すように、（Ｍｓ＋１０℃）から（Ｍｓ＋１１０℃）までの温度範囲内で０℃／秒以上、１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させる。
冷却は、少なくとも（Ｍｓ＋２５０℃）～（Ｍｓ＋１１０℃）の間は、平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却する。平均冷却速度１５℃／秒以上とすることで、冷却中のフェライトの形成を抑制するためである。平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上、より好ましくは２５℃／秒以上である。また、平均冷却速度を２００℃／秒未満とすることで急激な冷却よる過大な熱歪みの発生を防止できる。平均冷却速度は、好ましくは１５０℃／秒以下、より好ましくは１００℃／秒以下である。このような冷却の好ましい例として、図１の［２］に示すように、（Ｍｓ＋２５０℃）以上である急冷開始温度までは、０．１℃／秒以上、１０℃／秒以下の比較的低い平均冷却速度で冷却し、急冷開始温度から、（Ｍｓ＋１１０℃）以下である滞留開始温度まで平均冷却速度２０℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却することを挙げることができる。
上記のオーステナイト化後、冷却し、図１の［３］に示すように、（Ｍｓ＋１０℃）から（Ｍｓ＋１１０℃）までの温度範囲内で０℃／秒以上、１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させる。
冷却は、少なくとも（Ｍｓ＋２５０℃）～（Ｍｓ＋１１０℃）の間は、平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却する。平均冷却速度１５℃／秒以上とすることで、冷却中のフェライトの形成を抑制するためである。平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上、より好ましくは２５℃／秒以上である。また、平均冷却速度を２００℃／秒未満とすることで急激な冷却よる過大な熱歪みの発生を防止できる。平均冷却速度は、好ましくは１５０℃／秒以下、より好ましくは１００℃／秒以下である。このような冷却の好ましい例として、図１の［２］に示すように、（Ｍｓ＋２５０℃）以上である急冷開始温度までは、０．１℃／秒以上、１０℃／秒以下の比較的低い平均冷却速度で冷却し、急冷開始温度から、（Ｍｓ＋１１０℃）以下である滞留開始温度まで平均冷却速度２０℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却することを挙げることができる。
（Ｍｓ＋１０℃）から（Ｍｓ＋１１０℃）までの温度範囲内で０℃／秒以上、１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させる。すなわち、（Ｍｓ＋１０℃）から（Ｍｓ＋１１０℃）までの温度範囲内において、冷却速度が１０℃／秒以下の状態に１０秒以上、３００秒未満置かれる。冷却速度が１０℃／秒以下の状態は、図１の［３］のように、実質的に一定の温度で保持する（すなわち、冷却速度が０℃／秒）場合も含む。
この滞留により、部分的にベイナイトを形成させる。そして、ベイナイトはオーステナイトより炭素の固溶限が低いことから、固溶限を超えた炭素をはき出す。この結果、ベイナイト周囲に炭素が濃化したオーステナイトの領域が形成される。この領域が後述する冷却、再加熱を経て、やや粗大な残留オーステナイトとなる。この「やや粗大な残留オーステナイト」が部分的に形成されることで、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が０．１５５μｍより大きくなり、全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）を向上させることができる。
この滞留により、部分的にベイナイトを形成させる。そして、ベイナイトはオーステナイトより炭素の固溶限が低いことから、固溶限を超えた炭素をはき出す。この結果、ベイナイト周囲に炭素が濃化したオーステナイトの領域が形成される。この領域が後述する冷却、再加熱を経て、やや粗大な残留オーステナイトとなる。この「やや粗大な残留オーステナイト」が部分的に形成されることで、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が０．１５５μｍより大きくなり、全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）を向上させることができる。
滞留させる温度が（Ｍｓ＋１０℃）より低いと、ベイナイトが形成されにくく、よってベイナイト周囲に炭素が濃化したオーステナイト領域（炭素濃化領域）が形成されにくくなる。その結果、粗大な残留オーステナイトの量が不足し（すなわち、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さくなり）、ＥＬおよびｕＥＬの向上効果が不足する。滞留させる温度は、好ましくは（Ｍｓ＋１５℃）以上、より好ましくは（Ｍｓ＋２０℃）以上である。一方、滞留させる温度が（ＭＳ＋１１０℃）より高いと軟質α相組織が増加し、ＹＳが不足する。その結果、ＹＲが低下する。滞留させる温度は、好ましくは（Ｍｓ＋８０℃）以下、より好ましくは（Ｍｓ＋５０℃）以下である。
また、滞留時間が１０秒より短いと、炭素濃化領域の面積が小さくなり、粗大な残留オーステナイトの量が不足し（すなわち、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さくなり）、ＥＬおよびｕＥＬの向上効果が不足する。滞留時間は、好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上である。一方、滞留時間が３００秒以上になると、炭素濃化領域が大きくなりすぎて、残留オーステナイトだけでなく、ＭＡも粗大になるため、穴広げ率が低下する。滞留時間は、好ましくは２００秒以下、より好ましくは１００秒以下である。
また、滞留中の冷却速度が１０℃／秒より大きいと十分なベイナイト変態が起こらず、従って、十分な炭素濃化領域が形成されず、粗大な残留オーステナイトの量が不足する（すなわち、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さくなる）。滞留中の冷却速度は、好ましくは８℃／秒以下であり、部分的にベイナイト変態をより生じさせる観点から、滞留中の冷却速度は０℃／秒であることが好ましい。
また、滞留時間が１０秒より短いと、炭素濃化領域の面積が小さくなり、粗大な残留オーステナイトの量が不足し（すなわち、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さくなり）、ＥＬおよびｕＥＬの向上効果が不足する。滞留時間は、好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上である。一方、滞留時間が３００秒以上になると、炭素濃化領域が大きくなりすぎて、残留オーステナイトだけでなく、ＭＡも粗大になるため、穴広げ率が低下する。滞留時間は、好ましくは２００秒以下、より好ましくは１００秒以下である。
また、滞留中の冷却速度が１０℃／秒より大きいと十分なベイナイト変態が起こらず、従って、十分な炭素濃化領域が形成されず、粗大な残留オーステナイトの量が不足する（すなわち、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さくなる）。滞留中の冷却速度は、好ましくは８℃／秒以下であり、部分的にベイナイト変態をより生じさせる観点から、滞留中の冷却速度は０℃／秒であることが好ましい。
好ましい実施形態として、（Ｍｓ＋１５℃）～（Ｍｓ＋８０℃）の温度範囲内で８℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させ、その間、一定温度で３～８０秒保持することが挙げられる。
更に好ましい実施形態として例えば、（Ｍｓ＋２０℃）～（Ｍｓ＋５０℃）の温度範囲内で３℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させ、その間、一定温度で５～６０秒保持する。
更に好ましい実施形態として例えば、（Ｍｓ＋２０℃）～（Ｍｓ＋５０℃）の温度範囲内で３℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させ、その間、一定温度で５～６０秒保持する。
ここで、Ｍｓ（℃）は、下記式（２）より算出することができる。
Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］―３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］ ・・・（２）
上記式中の［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２３１参照）
Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］―３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］ ・・・（２）
上記式中の［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２３１参照）
（３）（Ｍｓ＋１０℃）以上の温度からＭｓ℃未満の冷却停止温度まで冷却
上述の滞留後、図１の［４］に示すように（Ｍｓ＋１０℃）以上の第２冷却開始温度からＭｓ℃未満の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。この冷却により、上述の炭素濃化領域（オーステナイト領域）を維持したまま、マルテンサイト変態を起こさせることができる。冷却停止温度がＭｓより高いと、ＭＡ量が過大になりＹＲとλが低下する。また、平均冷却速度が１０℃／秒より遅いと、冷却中にベイナイトから炭素が吐き出される量が増えるとともに、既にベイナイトから吐き出された炭素もより遠方に移動するため、炭素濃化領域が必要以上に広がる。炭素濃化領域は、冷却によってＭＡの構成要素の残留オーステナイトと焼戻されていないマルテンサイトのいずれにも変化し得る。このため、炭素濃化領域が必要以上に広がることにより、残留オーステナイトと焼戻されていないマルテンサイトが過剰に増大し、その結果ＭＡ分率が過多になるため、穴広げ率が低下する。
上述の滞留後、図１の［４］に示すように（Ｍｓ＋１０℃）以上の第２冷却開始温度からＭｓ℃未満の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。この冷却により、上述の炭素濃化領域（オーステナイト領域）を維持したまま、マルテンサイト変態を起こさせることができる。冷却停止温度がＭｓより高いと、ＭＡ量が過大になりＹＲとλが低下する。また、平均冷却速度が１０℃／秒より遅いと、冷却中にベイナイトから炭素が吐き出される量が増えるとともに、既にベイナイトから吐き出された炭素もより遠方に移動するため、炭素濃化領域が必要以上に広がる。炭素濃化領域は、冷却によってＭＡの構成要素の残留オーステナイトと焼戻されていないマルテンサイトのいずれにも変化し得る。このため、炭素濃化領域が必要以上に広がることにより、残留オーステナイトと焼戻されていないマルテンサイトが過剰に増大し、その結果ＭＡ分率が過多になるため、穴広げ率が低下する。
冷却停止温度は、好ましくは（Ｍｓ－３００℃）以上、（Ｍｓ－４０℃）以下、より好ましくは（Ｍｓ－２６０℃）以上、（Ｍｓ－２００℃）以下である。平均冷却速度は、好ましくは１５℃／秒以上であり、より好ましくは２０℃／秒以上である。また、図１の［５］に示すように、冷却停止温度で保持してもよく、好ましい保持時間として、１秒～６００秒を挙げることができる。保持時間が長くなっても特性上の影響はほとんどないが、６００秒を超える保持時間は生産性を低下させる。
（４）（Ｍｓ－１００℃）～（Ｍｓ＋１２５℃）の温度範囲まで再加熱
図１の［６］に示すように、上述の冷却停止温度から（Ｍｓ－１００℃）～（Ｍｓ＋１２５℃）の範囲にある再加熱温度まで加熱する。この再加熱により、マルテンサイト中の炭素をはき出させて、周囲のオーステナイトへの炭素濃化を促進させ、オーステナイトを安定化させることができる。これにより、最終的に得られるＭＡ量を増大させることができる。再加熱温度がＭｓ－１００℃より低いと、炭素の拡散が不足して十分なＭＡ量が得られずＴＳ×ＥＬが低下する。一方、再加熱温度がＭｓ＋１２５℃より高いと炭素がセメンタイトとして析出し、十分な量のＭＡが得られなくなるため、ＴＳ×ＥＬが低下する。再加熱温度は、好ましくは（Ｍｓ－８０℃）～（Ｍｓ＋１１５℃）、より好ましくは（Ｍｓ－６０℃）～（Ｍｓ＋１１０℃）である。
図１の［６］に示すように、上述の冷却停止温度から（Ｍｓ－１００℃）～（Ｍｓ＋１２５℃）の範囲にある再加熱温度まで加熱する。この再加熱により、マルテンサイト中の炭素をはき出させて、周囲のオーステナイトへの炭素濃化を促進させ、オーステナイトを安定化させることができる。これにより、最終的に得られるＭＡ量を増大させることができる。再加熱温度がＭｓ－１００℃より低いと、炭素の拡散が不足して十分なＭＡ量が得られずＴＳ×ＥＬが低下する。一方、再加熱温度がＭｓ＋１２５℃より高いと炭素がセメンタイトとして析出し、十分な量のＭＡが得られなくなるため、ＴＳ×ＥＬが低下する。再加熱温度は、好ましくは（Ｍｓ－８０℃）～（Ｍｓ＋１１５℃）、より好ましくは（Ｍｓ－６０℃）～（Ｍｓ＋１１０℃）である。
図１の［７］に示すように、再加熱温度に到達した後はその温度で保持することが好ましく、好ましい保持時間として５０秒以上、１２００秒以下を挙げることができる。保持時間の上限は、９００秒であることがより好ましく、更により好ましくは６００秒である。再加熱温度までの加熱速度は特に限定されない。なお、「保持」とは、等温保持のみを指すのではなく、上記温度域での徐冷や加熱も含む。
また、再加熱は、後述するサンプルＮｏ．１～１５のように、多段階に分けて行ってもよい。例えば、再加熱温度域での保持中に、溶融亜鉛めっき処理および合金化溶融亜鉛めっき処理を行うために、再加熱を３段階に分けてもよい。再加熱を多段階に分けて行っても鋼組織にはなんら影響を与えない。多段階に分けて再加熱を行う場合、各段階の再加熱温度は、（Ｍｓ－１００℃）～（Ｍｓ＋１２５℃）の温度範囲内とすればよい。また、各段階で加熱保持する場合、各段階の保持時間の合計が５０秒以上、１２００秒以下となるようにすることが好ましい。各段階の再加熱温度までの加熱速度は特に限定されない。
再加熱の後、図１の［１０］に示すように、例えば室温のような２００℃以下の温度まで冷却してよい。２００℃以下までの好ましい平均冷却速度として１０℃／秒を挙げることができる。
以上の工程（１）～（４）を経て、本発明の高強度鋼板を得ることができる。
以上に説明した本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明に係る高強度鋼板を得ることができる可能性がある。
本発明は鋼板（薄鋼板）を対象とするものであるが、製品形態は特に限定されず、熱延あるいは冷延を行った後に、上記の熱処理を施した鋼板に、化成処理、溶融亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、蒸着などのめっき処理、および各種塗装、塗装下地処理、有機皮膜処理などを行うことも可能である。電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化溶融亜鉛めっき処理を行う場合、以下のように行うことが好ましい。
［電気亜鉛めっき処理］
電気亜鉛めっき処理は、上記の熱処理後、室温まで冷却して得られた本発明に係る高強度鋼板に、常法に従って電気亜鉛めっきを施せばよい。電気亜鉛めっきは、例えば、上記高強度鋼板を、５０℃～６０℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行えばよい。電気亜鉛めっき処理が施されることにより、鋼板の耐食性が向上する。
電気亜鉛めっき処理は、上記の熱処理後、室温まで冷却して得られた本発明に係る高強度鋼板に、常法に従って電気亜鉛めっきを施せばよい。電気亜鉛めっきは、例えば、上記高強度鋼板を、５０℃～６０℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行えばよい。電気亜鉛めっき処理が施されることにより、鋼板の耐食性が向上する。
［溶融亜鉛めっき処理］
溶融亜鉛めっき処理は、例えば、上記の再加熱温度域での保持中に、常法に従って溶融亜鉛めっきを施せばよい。溶融亜鉛めっきは、例えば、上記再加熱温度域に温度調整されためっき浴に１秒～１０秒、上記再加熱保持中の鋼板を浸漬すればよい。溶融亜鉛めっき処理が施されることにより、鋼板の耐食性が向上する。
溶融亜鉛めっき処理は、例えば、上記の再加熱温度域での保持中に、常法に従って溶融亜鉛めっきを施せばよい。溶融亜鉛めっきは、例えば、上記再加熱温度域に温度調整されためっき浴に１秒～１０秒、上記再加熱保持中の鋼板を浸漬すればよい。溶融亜鉛めっき処理が施されることにより、鋼板の耐食性が向上する。
［合金化溶融亜鉛めっき処理］
合金化溶融亜鉛めっき処理は、例えば、上記の再加熱温度域での保持中に、溶融亜鉛めっき処理後、常法に従って鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成させればよい。合金化は、例えば、上記溶融亜鉛めっき処理後、上記再加熱温度域で所望の合金化が得られるように保持すればよい。合金化温度は特に限定されないが、合金化温度が低すぎると合金化が十分に進まないため、好ましくは４５０℃以上、より好ましくは４６０℃以上、更に好ましくは４８０℃以上である。また、合金化処理の時間は特に限定されず、所望の合金化が得られるように調整すればよい。例えば、合金化処理の時間は、好ましくは１０秒以上６０秒以下である。合金化溶融亜鉛めっき処理が施されることにより、鋼板の耐食性が向上する。
合金化溶融亜鉛めっき処理は、例えば、上記の再加熱温度域での保持中に、溶融亜鉛めっき処理後、常法に従って鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成させればよい。合金化は、例えば、上記溶融亜鉛めっき処理後、上記再加熱温度域で所望の合金化が得られるように保持すればよい。合金化温度は特に限定されないが、合金化温度が低すぎると合金化が十分に進まないため、好ましくは４５０℃以上、より好ましくは４６０℃以上、更に好ましくは４８０℃以上である。また、合金化処理の時間は特に限定されず、所望の合金化が得られるように調整すればよい。例えば、合金化処理の時間は、好ましくは１０秒以上６０秒以下である。合金化溶融亜鉛めっき処理が施されることにより、鋼板の耐食性が向上する。
１．サンプル作製
下記表１に示す化学成分組成の鋼を溶製した。詳細には、転炉で一次精錬後に、取鍋にて脱硫を実施した。また、必要に応じて取鍋精錬後に、ＲＨ法による真空脱ガス処理を実施した。なお、表１に示した化学成分組成において、残部は、鉄、およびＮ、Ｐ、Ｓ、Ｖ以外の不可避不純物である。また、下記表１に示した鋼のＡｃ３（℃）およびＭｓ（℃）は、上記式（１）および式（２）によりそれぞれ計算した値である。また、表１では、意図的に添加されていないＶの含有量を「’ ’」と記載した。表１に示すように、Ｖは、意図的に添加されていない元素（すなわち、不可避不純物）であり、含有量は０．００５質量％以下である。
その後、常法により連続鋳造を実施してスラブを得た。そして熱間圧延を行った後、常法により酸洗、冷間圧延を順次行って、１．４ｍｍの圧延材を実機にて作製した。その後、めっきシミュレータで図２および表２に記載の条件で熱処理を行った。
なお、表２中の例えば、[２]のように[ ]を内に示した番号は、図２中に[ ]内に示した同じ番号のプロセスに対応する。表２において、サンプルＮｏ．１～１５は、図２の[７]、[８]および[９]に示すように、再加熱を３段階に分けて行ったサンプルである。一方、サンプルＮｏ．１６および１７は、図１に示すように、再加熱を１回のみ行ったサンプルである。
なお、表２および表３において、下線を伏した数値は、本発明の実施形態の範囲から外れていることを示している。ただし、「－」については、本発明の実施形態の範囲から外れていても下線を付していないことに留意されたい。
下記表１に示す化学成分組成の鋼を溶製した。詳細には、転炉で一次精錬後に、取鍋にて脱硫を実施した。また、必要に応じて取鍋精錬後に、ＲＨ法による真空脱ガス処理を実施した。なお、表１に示した化学成分組成において、残部は、鉄、およびＮ、Ｐ、Ｓ、Ｖ以外の不可避不純物である。また、下記表１に示した鋼のＡｃ３（℃）およびＭｓ（℃）は、上記式（１）および式（２）によりそれぞれ計算した値である。また、表１では、意図的に添加されていないＶの含有量を「’ ’」と記載した。表１に示すように、Ｖは、意図的に添加されていない元素（すなわち、不可避不純物）であり、含有量は０．００５質量％以下である。
その後、常法により連続鋳造を実施してスラブを得た。そして熱間圧延を行った後、常法により酸洗、冷間圧延を順次行って、１．４ｍｍの圧延材を実機にて作製した。その後、めっきシミュレータで図２および表２に記載の条件で熱処理を行った。
なお、表２中の例えば、[２]のように[ ]を内に示した番号は、図２中に[ ]内に示した同じ番号のプロセスに対応する。表２において、サンプルＮｏ．１～１５は、図２の[７]、[８]および[９]に示すように、再加熱を３段階に分けて行ったサンプルである。一方、サンプルＮｏ．１６および１７は、図１に示すように、再加熱を１回のみ行ったサンプルである。
なお、表２および表３において、下線を伏した数値は、本発明の実施形態の範囲から外れていることを示している。ただし、「－」については、本発明の実施形態の範囲から外れていても下線を付していないことに留意されたい。
２．鋼組織
それぞれのサンプルについて、ＭＡ分率、軟質α相組織の分率および残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差を下記のようにして求めた。算出結果は表３に示した。
それぞれのサンプルについて、ＭＡ分率、軟質α相組織の分率および残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差を下記のようにして求めた。算出結果は表３に示した。
［ＭＡ分率］
ナイタール腐食した断面のｔ／４部（ｔは板厚）をＳＥＭにより３０００倍以上で観察し、写真中の任意の位置に合計長さＡが３００μｍ以上の直線を引いた。ＭＡ分率は、その直線とＭＡが交わる切片長を測定し、それら切片長の合計をＢとしたときの、Ｂ／Ａから算出した。なお、このようにして求めたＭＡ分率は切片長比であるが、体積比と等価である。また、本発明の実施形態において、セメンタイトを含まず腐食によって凸になっているように見える領域をＭＡと同定した。
ナイタール腐食した断面のｔ／４部（ｔは板厚）をＳＥＭにより３０００倍以上で観察し、写真中の任意の位置に合計長さＡが３００μｍ以上の直線を引いた。ＭＡ分率は、その直線とＭＡが交わる切片長を測定し、それら切片長の合計をＢとしたときの、Ｂ／Ａから算出した。なお、このようにして求めたＭＡ分率は切片長比であるが、体積比と等価である。また、本発明の実施形態において、セメンタイトを含まず腐食によって凸になっているように見える領域をＭＡと同定した。
［軟質α相組織の分率］
軟質α相組織は、ＥＢＳＤ法を用いてＧＡＭマップを作成することにより求めた。ＥＢＳＤ法は、鏡面研磨した断面のｔ／４部（ｔは板厚）で、４０μｍ×４０μｍの領域を測定ピッチ０．１μｍステップで測定した。ＥＢＳＤ法による分析結果では、ＣＩ値が０．１以上の領域のみを抽出し、解析を行った。ＥＢＳＤによりα相（すなわち、結晶構造がＢＣＣ構造）であると同定された結晶粒のうち、ＧＡＭが０．４未満の軟質α相組織の面積を積算し、総面積に対する比率を求めることにより、軟質α相組織分率を算出した。なお、このようにして求めた軟質α相組織分率は面積比であるが、体積比と等価である。
軟質α相組織は、ＥＢＳＤ法を用いてＧＡＭマップを作成することにより求めた。ＥＢＳＤ法は、鏡面研磨した断面のｔ／４部（ｔは板厚）で、４０μｍ×４０μｍの領域を測定ピッチ０．１μｍステップで測定した。ＥＢＳＤ法による分析結果では、ＣＩ値が０．１以上の領域のみを抽出し、解析を行った。ＥＢＳＤによりα相（すなわち、結晶構造がＢＣＣ構造）であると同定された結晶粒のうち、ＧＡＭが０．４未満の軟質α相組織の面積を積算し、総面積に対する比率を求めることにより、軟質α相組織分率を算出した。なお、このようにして求めた軟質α相組織分率は面積比であるが、体積比と等価である。
［残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差］
残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差は、ＥＢＳＤ法を用いてＰｈａｓｅマップを作成することにより求めた。軟質α相組織の分率測定と同様に、ＥＢＳＤ法は、鏡面研磨した断面のｔ／４部（ｔは板厚）で、４０μｍ×４０μｍの領域を測定ピッチ０．１μｍステップで測定した。得られたＰｈａｓｅマップから、個々のオーステナイト相（残留オーステナイト）の面積を求め、その面積から個々のオーステナイト相の円相当直径を求めた。求めた各直径から標準偏差を算出し、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差とした。
残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差は、ＥＢＳＤ法を用いてＰｈａｓｅマップを作成することにより求めた。軟質α相組織の分率測定と同様に、ＥＢＳＤ法は、鏡面研磨した断面のｔ／４部（ｔは板厚）で、４０μｍ×４０μｍの領域を測定ピッチ０．１μｍステップで測定した。得られたＰｈａｓｅマップから、個々のオーステナイト相（残留オーステナイト）の面積を求め、その面積から個々のオーステナイト相の円相当直径を求めた。求めた各直径から標準偏差を算出し、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差とした。
３．機械的特性
［引張特性の評価］
得られたサンプルを平行部長さ６０ｍｍのＪＩＳ５号に加工し、引張試験機を用いて、試験速度１０ｍｍ／分の変位制御で引張特性を評価した。ＹＳ、ＴＳ、ｕＥＬ、ＥＬを測定し、ＹＲおよびＴＳ×ＥＬを算出した。各条件とも、二回の引張試験を実施し、その平均値を評価した。評価結果は表３に示した。実施例では、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、ＹＲが０．６５以上であり、ｕＥＬが１３％超であり、ＥＬが２１％以上であり、ＴＳ×ＥＬが２００００ＭＰａ・％以上であるものを高強度かつ加工性に優れると評価した。
［引張特性の評価］
得られたサンプルを平行部長さ６０ｍｍのＪＩＳ５号に加工し、引張試験機を用いて、試験速度１０ｍｍ／分の変位制御で引張特性を評価した。ＹＳ、ＴＳ、ｕＥＬ、ＥＬを測定し、ＹＲおよびＴＳ×ＥＬを算出した。各条件とも、二回の引張試験を実施し、その平均値を評価した。評価結果は表３に示した。実施例では、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、ＹＲが０．６５以上であり、ｕＥＬが１３％超であり、ＥＬが２１％以上であり、ＴＳ×ＥＬが２００００ＭＰａ・％以上であるものを高強度かつ加工性に優れると評価した。
［穴広げ率の評価］
穴広げ率λは、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に従って求めた。試験片に直径ｄ０（ｄ０＝１０ｍｍ）の打ち抜き穴を空け、先端角度が６０°のポンチをこの打ち抜き穴に押し込み、発生した亀裂が試験片の板厚を貫通した時点の打ち抜き穴の直径ｄを測定し、下記式（３）より求めた。算出結果は表３に示した。実施例では、λが２０．０％以上のものを高強度かつ加工性に優れると評価した。表３では、引張特性および穴広げ率の評価基準を全て満足するサンプルを合格（〇）とし、いずれかの評価基準を満たさないサンプルを不合格（×）と判定した。
λ（％）＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００ ・・・（３）
穴広げ率λは、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に従って求めた。試験片に直径ｄ０（ｄ０＝１０ｍｍ）の打ち抜き穴を空け、先端角度が６０°のポンチをこの打ち抜き穴に押し込み、発生した亀裂が試験片の板厚を貫通した時点の打ち抜き穴の直径ｄを測定し、下記式（３）より求めた。算出結果は表３に示した。実施例では、λが２０．０％以上のものを高強度かつ加工性に優れると評価した。表３では、引張特性および穴広げ率の評価基準を全て満足するサンプルを合格（〇）とし、いずれかの評価基準を満たさないサンプルを不合格（×）と判定した。
λ（％）＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００ ・・・（３）
４．まとめ
本発明の条件を満たす実施例サンプルである、サンプルＮｏ．１～５、７、１１および１６は、いずれも７８０ＭＰａ以上の引張強度、０．６５以上の降伏比、２００００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬ、２１％以上の全伸び、１３％超の均一伸びおよび２０％以上の穴広げ率を達成している。
本発明の条件を満たす実施例サンプルである、サンプルＮｏ．１～５、７、１１および１６は、いずれも７８０ＭＰａ以上の引張強度、０．６５以上の降伏比、２００００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬ、２１％以上の全伸び、１３％超の均一伸びおよび２０％以上の穴広げ率を達成している。
これに対して、サンプルＮｏ．６は冷却停止温度がＭｓ℃未満の温度範囲より高いため、ＭＡ分率が増加し、この結果、ＹＲが低下すると共に十分な穴広げ率λが得られなかった。
サンプル８～１０、１３～１５、１７はいずれもオーステナイト化のための加熱温度が（Ａｃ３＋３０℃）より低かったため、軟質α相組織分率が過大となり、十分なＹＳが得られず、ＹＲが低下した。
サンプルＮｏ．１２は、オーステナイト化後、（Ｍｓ＋１０℃）～（Ｍｓ＋１１０℃）の温度範囲より低い温度で滞留させたため、粗大な残留オーステナイトが不足し、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が減少した。この結果、十分な均一伸びおよび全伸びが得られなかった。
サンプル８～１０、１３～１５、１７はいずれもオーステナイト化のための加熱温度が（Ａｃ３＋３０℃）より低かったため、軟質α相組織分率が過大となり、十分なＹＳが得られず、ＹＲが低下した。
サンプルＮｏ．１２は、オーステナイト化後、（Ｍｓ＋１０℃）～（Ｍｓ＋１１０℃）の温度範囲より低い温度で滞留させたため、粗大な残留オーステナイトが不足し、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が減少した。この結果、十分な均一伸びおよび全伸びが得られなかった。
なお、サンプルＮｏ．９は、軟質α相組織分率が過大になったのに加えて、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差も小さかった。また、サンプルＮｏ．１３～１５は、上記［３］の保持温度が低いが、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差は規定を満たしている。これらの理由について、発明者らは現時点で以下のように考えている。
上述したように、ベイナイト変態が進行するほど炭素濃化領域を形成しやすくなるため、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が大きくなる。しかし、ベイナイト変態が過剰に進行した場合には、炭素濃度が高い残留オーステナイトが多量に形成され、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さくなる要因となり得る。
上述したように、上記［１］における加熱温度が低い場合、旧γ粒径が微細化しベイナイト変態を促進することがある。この場合、炭素濃化領域を形成しやすくなるため、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が大きくなる作用を有する。サンプルＮｏ．１３～１５は、上記［３］の保持温度は低いが、この作用により残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が規定を満たしていたと考えられる。
さらに、上述したように、上記［１］における加熱温度が低すぎると、軟質α相の一種であるフェライトが形成される。この場合、オーステナイトへの炭素分配によってベイナイト変態が遅延する。つまり、上記［１］における加熱温度を変化させた場合、ある温度域で最もベイナイト変態が早くなる。そして、最もベイナイト変態が早くなるのは、上記［１］における加熱温度が８６０℃程度の場合と考えられる。
サンプルＮｏ．９では、上記［１］における加熱温度が８６０℃であるため、ベイナイト変態が大きく促進されていると考えられ、かつ上記［３］における保持温度もベイナイト変態が進行しやすい温度に設定されている。そのため、サンプルＮｏ．９は、（サンプルＮｏ．１４と比べても）ベイナイト変態が過剰に進行し、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さくなったと考えられる。
上述したように、上記［１］における加熱温度が低い場合、旧γ粒径が微細化しベイナイト変態を促進することがある。この場合、炭素濃化領域を形成しやすくなるため、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が大きくなる作用を有する。サンプルＮｏ．１３～１５は、上記［３］の保持温度は低いが、この作用により残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が規定を満たしていたと考えられる。
さらに、上述したように、上記［１］における加熱温度が低すぎると、軟質α相の一種であるフェライトが形成される。この場合、オーステナイトへの炭素分配によってベイナイト変態が遅延する。つまり、上記［１］における加熱温度を変化させた場合、ある温度域で最もベイナイト変態が早くなる。そして、最もベイナイト変態が早くなるのは、上記［１］における加熱温度が８６０℃程度の場合と考えられる。
サンプルＮｏ．９では、上記［１］における加熱温度が８６０℃であるため、ベイナイト変態が大きく促進されていると考えられ、かつ上記［３］における保持温度もベイナイト変態が進行しやすい温度に設定されている。そのため、サンプルＮｏ．９は、（サンプルＮｏ．１４と比べても）ベイナイト変態が過剰に進行し、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さくなったと考えられる。
また、サンプルＮｏ．９は、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さかったが、全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）が良好であった。この理由について、発明者らは現時点で以下のように考えている。すなわち、上述したように、軟質α相組織を含む場合延性が向上するため、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さくなっても、全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）が良好な場合がある。サンプルＮｏ．９は、軟質α相組織の分率が高かったため、残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が小さかったが、全伸び（ＥＬ）および均一伸び（ｕＥＬ）が良好であったと考えられる。
また、サンプルＮｏ．９のＭＡ分率は、規定（１５．０％以下）を満たしているが、λが規定（２０．０％以上）の範囲外であった。サンプルＮｏ．１４およびサンプルＮｏ．１７は、ＭＡ分率が規定（１５．０％以下）を上回っているが、λが規定（２０．０％以上）の範囲内であった。これらの理由について、発明者らは現時点で以下のように考えている。
上述したように、軟質α相組織は、ＭＡと同様に、存在すると破壊が起こりやすくなり、λを低下させる場合がある。そのため、軟質α相分率が規定（５０％以下）外のサンプルＮｏ．９は、λが規定外となったと考えられる。また、上述したように、ＭＡの存在は機械的特性をばらつかせるため、ＭＡ分率が１５．０％以下を満足していなくともλを満足する場合がある。そのため、サンプルＮｏ．１４およびサンプルＮｏ．１７は、ＭＡ分率が規定（１５．０％以下）を上回っていたが、λが規定（２０．０％以上）の範囲内であったと考えられる。
Claims (10)
- Ｃ ：０．１５質量％超、０．３５質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超、３．０質量％以下、
Ｍｎ：１．０質量％以上、４．０質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、３．０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｐ ：０質量％超、０．０５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０１質量％以下、および
ＳｉとＡｌの合計：０．５質量％以上、３．０質量％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
鋼組織が、
全鋼組織に占める面積率で、
ＭＡ分率が０％超、１５．０％以下であり、
軟質α相組織の分率が０％以上、５０％以下であり、
残留オーステナイトの円相当直径の標準偏差が０．１５５μｍより大きい、
高強度鋼板。 - Ｃｕ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｎｉ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｃｒ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｍｏ ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｂ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｖ ：０．００５質量％超、０．０５質量％以下、
Ｎｂ ：０質量％超、０．０５質量％以下、
Ｔｉ ：０質量％超、０．０５質量％以下、
Ｃａ ：０質量％超、０．０５質量％以下、および
ＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下、
から成る群から選択される１種以上を更に含む、請求項１に記載の高強度鋼板。 - 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層を有する、電気亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層を有する、溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する圧延材を用意する工程と、
前記圧延材を（Ａｃ３＋３０℃）以上の温度に加熱しオーステナイト化する工程と、
前記オーステナイト化後、（Ｍｓ＋２５０℃）から（Ｍｓ＋１１０℃）までの間を平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却し、（Ｍｓ＋１１０℃）から（Ｍｓ＋１０℃）までの温度範囲内で０℃／秒以上、１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させる工程と、
前記滞留の後、（Ｍｓ＋１０℃）以上の温度からＭｓ℃未満の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
前記冷却停止温度から（Ｍｓ－１００℃）～（Ｍｓ＋１２５℃）の範囲にある再加熱温度まで加熱する工程と、
を含む、高強度鋼板の製造方法。
ここで、前記Ａｃ３および前記Ｍｓは、下記式により算出される。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋１２０×［Ａｓ］＋４００×［Ｔｉ］
Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］―３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。 - 前記再加熱温度まで加熱後に、前記再加熱温度で５０秒以上、１２００秒以下保持する、請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 請求項６または請求項７に記載の方法により得られた高強度鋼板の表面に電気亜鉛めっきを施す、電気亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項６または請求項７に記載の前記再加熱温度での加熱時に、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項９に記載の前記溶融亜鉛めっきの後、合金化のための熱処理を施す、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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