JP6008039B2 - 焼き付け硬化性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、引張最大強度が９８０ＭＰａ以上で、焼き付け硬化性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。本発明は、成形および塗装焼き付け処理後の硬化性に優れ、かつ極低温域での使用を可能にするために低温靭性を具備した鋼板に関する。

自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には軟鋼板の他に引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。更に自動車車体の軽量化を今後進めていくためには、従来以上に高強度鋼板の使用強度レベルを高めなければならない。しかし、鋼板の高強度化は、一般的に成形性（加工性）等の材料特性の劣化を伴う。材料特性を劣化させずに如何に高強度化を図るかが高強度鋼板の開発において重要となる。

また、このような部材に対して用いられる鋼板は、成形後に部品として自動車に取り付けた後に、衝突等による衝撃を受けても部材が破壊しにくい性能が要求される。特に寒冷地での耐衝撃性確保のためには低温靭性をも向上させたいという要望もある。この低温靭性は、ｖＴｒｓ(シャルピー破面遷移温度)等で規定されるものである。このため、上記鋼材の耐衝撃性そのものを考慮することも必要とされている。加えて、高強度化は、鋼板の塑性変形をし難くするため、より破壊の懸念が高まるため、靭性は重要な特性として要望がある。

成形性の劣化なしに鋼板強度を向上させる手法として、塗装焼き付けを利用して焼き付け硬化させる方法が存在する。これは、塗装焼き付け処理時の熱処理を利用して、鋼板中に存在する固溶Ｃを、成形中に導入された転位に固着する、あるいは、炭化物として析出させることで、自動車部材の高強度化を図る方法である。この方法は、プレス成型後に硬化するため、高強度化によるプレス成形性の劣化が存在しない。このことから、自動車構造部材への活用が期待されている。この焼き付け硬化性を評価する指標としては、室温で２％の予歪を加えた後、１７０℃×２０minの熱処理を行い、再引張時を行う試験方法が知られている。

焼き付け硬化性は、製造時に導入された転位とプレス加工時に導入された転位の両方が焼き付け硬化に寄与することから、この両方の合計となる転位密度と鋼板中の固溶Ｃ量が重要となる。固溶Ｃを多量に確保し、高い焼き付け硬化性を確保した鋼板としては、特許文献１や２に示す鋼板が存在する。更に高い焼き付け硬化性を確保した鋼板として、固溶Ｃに加え、Ｎを活用した鋼が高い焼き付け硬化性を有する鋼板として知られている（特許文献３、４）。
しかしながら、特許文献１〜４の鋼板は、高い焼き付け硬化性を確保可能なものの、母相組織をフェライト単相としているため、構造部材の高強度化や軽量化に寄与可能な引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造には向かない。

これに対し、マルテンサイト組織は、極めて硬いことから、９８０ＭＰａ級以上の高強度を有する鋼板においては、主相あるいは第二相として強化に利用される場合が多い。
しかしながら、マルテンサイトは転位をきわめて多量に含むため、高い焼き付け硬化性を得ることが難しかった。これは、鋼中の固溶Ｃ量に比較し、転位密度が高いことが原因である。一般的に、鋼板中に存在する転位密度に対し、固溶Ｃが少ないと焼き付け硬化性が低下することから、転位を多く含まない軟鋼とマルテンサイト単相鋼を比較した場合、固溶Ｃが同じであれば焼き付け硬化性が低くなる。

そこで、より高い焼き付け硬化性確保を企図した鋼板として、鋼中にＣｕ、Ｍｏ、Ｗなどの元素を添加し、焼き付け塗装時にこれら炭化物を析出させることで、更なる高強度を達成した鋼板が知られている（特許文献５、６）。しかしながら、これ鋼板は、高価な元素の添加を必要とすることから経済性に劣る。加えて、これら元素を含む炭化物を活用したとしても、９８０ＭＰａ以上の強度確保が難しいという課題を有していた。

一方、高強度鋼板における靭性の向上法については、例えば特許文献７においてその製造方法が開示されている。アスペクト比を調整したマルテンサイト相を主相とする方法（特許文献７）が知られている。
一般的に、マルテンサイトのアスペクト比は、変態前のオーステナイト粒のアスペクト比に依存することが知られている。即ち、アスペクト比の大きなマルテンサイトとは、未再結晶オーステナイト（圧延により延ばされたオーステナイト）から変態したマルテンサイトを意味しており、アスペクト比が小さいマルテンサイトとは、再結晶オーステナイトから変態したマルテンサイトを意味している。

このことから、特許文献７の鋼板は、アスペクト比を小さくするために、オーステナイトを再結晶させる必要がある、加えて、オーステナイトを再結晶させるためには、仕上げ圧延温度を上げる必要があり、オーステナイトの粒径、ひいては、マルテンサイトの粒径が大きくなる傾向があった。一般的に、細粒化が靭性向上に効果があることが知られていることから、アスペクト比の低下は形状に起因した靭性劣化因子の低減は可能なものの、結晶粒粗大化に起因した靭性劣化を伴うため、その向上には限界がある。加えて、本願研究で着目した焼き付け硬化性については何ら言及されておらず、十分な焼き付け硬化性が確保されているとは言い難い。

あるいは、特許文献８では、平均粒径を５〜１０μｍとしたフェライト中に炭化物を微細に析出させることで強度と低温靭性を向上可能なことが知られている。鋼中の固溶ＣをＴｉ等を含む炭化物として析出させることで、鋼板強度を高めているため、鋼中の固溶Ｃが低く、高い焼き付け硬化性を確保することが難しいと考えられる。
このように９８０ＭＰａを超える高強度鋼板において、高い焼き付け硬化性と優れた低温靭性を同時に具備することは難しい。

特公平５-５５５８６号公報 特許第３４０４７９８号公報 特許第４３６２９４８号公報 特許第４５２４８５９号公報 特許第３８２２７１１号公報 特許第３８６０７８７号公報 特願２０１１−５２３２１号公報 特開２０１１−１７０４４号公報

本発明は上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた焼き付け硬化性及び低温靭性をともに有する熱延鋼板及びその鋼板を安定して製造できる製造方法を提供することである。

本発明者らは、高強度熱延鋼板の成分及び製造条件を最適化し、鋼板の組織を制御することによって９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と焼き付け硬化性と低温靭性に優れた鋼板の製造に成功した。その要旨は以下のとおりである。

（１）
質量％で、
Ｃ：０．０１％〜０．２
％、
Ｓｉ：０〜２．５％、
Ｍｎ：０〜４．０％、
Ａｌ：０〜２．０％、
Ｎ：０〜０．０１％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜０．３％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．１％、
Ｂ：０〜０．０１％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｏ：０．０１％以下
であり、ＴｉとＮｂのいずれか一方あるいは両方を合計で０．０１〜０．３０％含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる組成と、
焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方あるいは両方を体積分率の合計で９０％以上含有し、マルテンサイトと下部ベイナイト中の転位密度が５×１０^１３（１／ｍ^２）以上１×１０^１６（１／ｍ^２）以下である組織を有する、引張最大強度が９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
（２）
前記焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイト中に存在する鉄系炭化物が１×１０^６６（個／ｍｍ^２）以上である、（１）に記載の高強度熱延鋼板。
（３）
前記焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの有効結晶粒径が１０μｍ以下である、（１）に記載の高強度熱延鋼板。
（４）
質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
の１種又は２種以上を含有する、（１）に記載の高強度熱延鋼板。
（５）
質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
の１種又は２種以上を含有する、（１）に記載の高強度熱延鋼板。
（６）
質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％
を含有する、（１）に記載の高強度熱延鋼板。

（７）
質量％で、
Ｃ：０．０１％〜０．２％、
Ｓｉ：０〜２．５％、
Ｍｎ：０〜４．０％、
Ａｌ：０〜２．０％、
Ｎ：０〜０．０１％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜０．３％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．１％、
Ｂ：０〜０．０１％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｏ：０．０１％以下
であり、ＴｉとＮｂのいずれか一方あるいは両方を合計で０．０１〜０．３０％含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる組成の鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、９００℃以上で熱間圧延を完了し、仕上げ圧延温度から４００℃間を平均冷却速度５０℃／秒以上冷却速度にて冷却し、４００℃未満での最大冷却速度を５０℃／秒未満として巻き取る、引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
（８）
更に、亜鉛めっき処理あるいは合金化亜鉛めっき処理を行う、（７）に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張最大強度が９８０MP以上で、焼き付け硬化性及び低温靭性に優れた高強度鋼板を提供することができる。この鋼板を使用すれば、高強度鋼板を加工することが容易となり、極寒冷地での使用に耐えることが可能となるため、産業上の貢献が極めて顕著である。

以下に本発明の内容を詳細に説明する。
本発明者等が鋭意検討を行った結果、鋼板の組織が５×１０^１３（１／ｍ^２）以上１×１０^１６（１／ｍ^２）以下の転位密度を有し、あるいは、さらに鉄系炭化物を１×１０^６（個／ｍｍ^２）以上を有する焼戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトのいずれか一方あるいは両方を体積分率の合計で９０％以上含有する。さらに好ましくは焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの有効結晶粒径を１０μｍ以下とすることで、９８０ＭＰａ以上の高強度と高い焼き付け硬化性並びに低温靭性を確保可能なことを見出した。ここで、有効結晶粒径とは、方位差１５°以上の粒界で囲まれる領域であり、ＥＢＳＤなどを用いて測定可能である。詳細に関しては、後述する。

［鋼板のミクロ組織］
まず、本発明の熱延鋼板のミクロ組織について説明する。
本鋼板では、主相を焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトとし、その合計の体積率を９０％以上とすることで９８０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保している。このことから、主相を焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトとする必要がある。

本発明において焼き戻しマルテンサイトは、強度、高い焼き付け硬化性並びに低温靭性を具備するために、最も重要なミクロ組織である。焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５nm以上の鉄系炭化物を含み、さらに、その炭化物が複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属する。
焼き戻しマルテンサイトは、Ms点（マルテンサイト変態開始温度）以下の冷却時の冷却速度を低下させた場合や、一旦、マルテンサイト組織とした後、１００〜６００℃で焼き戻すことで、その組織を得ることが出来る。本発明では４００℃未満の冷却制御にて析出を制御した。

下部ベイナイトも、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５nm以上の鉄系炭化物を含み、さらに、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属する。炭化物の伸張方向を観察することで、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトは、容易に判別できる。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。

焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の体積率が、９０％未満では９８０ＭＰａ以上の引張最大高強度を確保できず、本発明の要件である９８０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保できない。このため、その下限は、９０％である。一方、その体積率を１００％としても、本発明の効果である強度、高い焼き付け硬化性並びに優れた低温靭性は発揮される。

鋼板組織には、その他の組織として、不可避不純物として、フェライト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの１種または２種以上を合計で体積率１０％以下含有しても良い。
ここで、フレッシュマルテンサイトとは、炭化物を含まないマルテンサイトと定義する。フレッシュマルテンサイトは、高強度であるものの低温靭性に劣ることから、体積率を１０％以下に制限する必要がある。また、転位密度が極めて高く、焼き付け硬化性も劣る。このことから、その体積率は、１０％以下に制限する必要がある。
残留オーステナイトは、プレス成型時に鋼材が塑性変形する、あるいは、衝突時に自動車部材が塑性変形することで、フレッシュマルテンサイトに変態することから、上記で述べたフレッシュマルテンサイトと同様の悪影響を及ぼす。このことから、体積率を１０％以下に制限する必要がある。

上部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラス間に炭化物を含むラスの集合体である。ラス間に含まれる炭化物は破壊の起点となるため、低温靭性を低下させる。また、上部ベイナイトは、下部ベイナイトに比較し、高温で形成することから、低強度であり、過剰な形成は、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度の確保を難しくする。この効果は、上部ベイナイトの体積率が１０％超となると顕著になることから、その体積率を１０％以下に制限する必要がある。

フェライトは塊状の結晶粒であって、内部に、ラス等の下部組織を含まない組織を意味する。フェライトは、最も軟質な組織であり、強度低下をもたらすことから、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度確保のためには、１０％以下に制限する必要がある。また、主相である焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトに比較し、極めて軟質であることから、両組織界面に変形が集中し、破壊の起点になりやすいことから、低温靭性を低下させる。この効果は、体積率１０％超となると顕著になることから、その体積率を１０％以下に制限する必要がある。
パーライトもフェライトと同様に、強度低下や低温靭性の劣化を齎すため、その体積率を１０％以下に制限する必要がある。

以上のような本発明の鋼板組織を構成する焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、フェライト、パーライト、オーステナイト及び残部組織の同定、存在位置の確認、及び、面積率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９-２１９４７３号公報に開示の試薬で、鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００〜１０００００倍の走査型及び透過型電子顕微鏡で観察することで可能である。
また、FESEM-EBSP法を用いた結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織の判別は可能である。例えば、上述したように、焼き戻しマルテンサイト、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトは、炭化物の形成サイトや結晶方位関係（伸長方向）が異なることから、FE-SEMを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることにより、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを容易に区別することができる。

本発明では、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、及び、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、板厚の１/４を中心とする１/８〜３/８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope）で観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率とする。５０００倍の倍率で、各１０視野測定し、その平均値を面積率とした。

フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは充分に腐食されないので、FE-SEMによる観察において、上述の組織（フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）と明瞭に区別することができる。それ故、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、FE-SEMで観察される腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求めることができる。

上記、焼き戻しマルテンサイトや下部ベイナイト組織中の転位密度を１×１０^１６（１／ｍ^２）以下とする必要がある。これは、優れた焼き付け硬化性を得るためである。一般的に、焼き戻しマルテンサイト中に存在する転位の密度は多く、優れた焼き付け硬化性を確保できない。そこで、熱延での冷却条件、特に、４００℃未満での冷却速度を５０℃／秒未満とすることで優れた焼き付け硬化性を確保した。
一方では、転位密度が５×１０^１３（１／ｍ^２）未満では、９８０ＭＰａ以上の強度確保が難しいことから、転位密度の下限を５×１０^１３（１／ｍ^２）以上とする。望ましくは、８×１０^１３〜８×１０^１５（１／ｍ^２）の範囲であり、更に望ましくは、１×１０^１４〜５×１０^１５（１／ｍ^２）の範囲である。

これら転位密度は、転位密度が測定できれば、Ｘ線あるいは透過型電子顕微鏡による観察のいずれでも良い。本発明では、電子顕微鏡による薄膜観察を用いて、転位密度の測定を行った。測定に当たっては、測定箇所の膜厚を測定した後、その体積内に存在する転位の本数を測定することで、密度を測定した。測定視野は、１００００倍で各１０視野行い転位密度を算出した。

本発明の焼き戻しマルテンサイト、あるいは、下部ベイナイトは、鉄系炭化物を１×１０^６（個／ｍｍ^２）以上含有することが望ましい。これは、母相の低温靭性を高め、優れた強度と低温靭性のバランスを得るためである。即ち、焼き入れままのマルテンサイトは、強度は優れるものの靭性に乏しくその改善が必要である。そこで、鉄基炭化物を１×１０^６（個／ｍｍ^２）以上析出させることで、主相の靭性を改善した。

本発明者らが、低温靭性と鉄基炭化物の個数密度の関係を調査したところ、焼き戻しマルテンサイトや下部ベイナイト中の炭化物の個数密度を１×１０^６（個／ｍｍ^２）以上とすることで、優れた低温靭性が確保可能なことが明らかとなった。このことから、１×１０^６（個／ｍｍ^２）以上とする。望ましくは、５×１０^６（個／ｍｍ^２）以上であり、更に望ましくは、１×１０^７（個／ｍｍ^２）以上である。
また、本発明の処理で析出した炭化物のサイズは、３００nm以下と小さく、ほとんどがマルテンサイトやベイナイトのラス内に析出していたことから、低温靭性を劣化させないものと推定された。

炭化物の個数密度の測定に当たっては、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、板厚の１/４を中心とする１/８〜３/８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope）で観察することで行った。５０００倍にて、各１０視野観察を行い、鉄基炭化物の個数密度を測定した。

更なる低温靭性向上を図るためには、主相を焼き戻しマルテンサイトや下部ベイナイトとすることに加えて、有効結晶粒径を１０μｍ以下とする。低温靭性向上の効果は、有効結晶粒径を１０μｍ以下とすることで顕著になることから、有効結晶粒径を１０μｍ以下とする。望ましくは、８μｍ以下である。ここで述べる有効結晶粒径とは、下記手法にて述べる結晶方位差１５°以上の粒界に囲まれた領域のことを意味し、マルテンサイトやベイナイトではブロック粒径に相当する。

次に、平均結晶粒径及び組織の同定手法について述べる。本発明では平均結晶粒径及びフェライト、さらに残留オーステナイトをＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて定義している。ＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭ法は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理する事により照射点の結晶方位を短待間で測定する装置およびソフトウエアで構成されている。ＥＢＳＰ法ではバルク試料表面の微細構造並びに結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアはＳＥＭで観察できる領域で、ＳＥＭの分解能にもよるが、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。本発明においては、その結晶粒の方位差を一般的に結晶粒界として認識されている大角粒界の閾値である１５°と定義してマッピングした画像より粒を可視化し、平均結晶粒径を求めた。

焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトの有効結晶粒（ここでは、１５°以上の粒界に囲まれた領域を意味する）のアスペクト比は、２以下とすることが望ましい。特定方向に扁平した粒は異方性が大きく、シャルピー試験の際に亀裂が粒界に沿って伝播するため靭性値が低くなる場合が多い。そこで、有効結晶粒は、出来るだけ等軸な粒にする必要がある。本発明では、鋼板の圧延方向断面を観察し、圧延方向の長さ（L）と板厚方向の長さ(T)の比（＝Ｌ/Ｔ）をアスペクト比として定義した。

［鋼板の化学成分］
次に、本発明の高強度熱延鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、含有量の％は質量％である。
Ｃ：０．０１％〜０．２％
Ｃは、母材の強度上昇や焼き付け硬化性の向上に寄与する元素であるが、穴広げ時の割れの起点となるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）等の鉄系炭化物を生成させる元素でもある。Ｃの含有量は、０．０１％未満では、低温変態生成相による組織強化による強度向上の効果を得ることが出来ない。０．２％超含有していると延性が減少するとともに、打ち抜き加工時の二次せん断面の割れ起点となるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）等の鉄系炭化物が増加し、穴広げ性等の成形性が劣化する。このため、Ｃの含有量は、０．０１％〜０．２％の範囲に限定した。

Ｓｉ：０〜２．５％
Ｓｉは、母材の強度上昇に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としても活用可能であるので、好ましくは０．００１％以上の範囲で必要に応じて含有する。しかし２．５％を超えて含有しても強度上昇に寄与する効果が飽和してしまうため、Ｓｉ含有量は２．５％以下の範囲に限定した。また、Ｓｉは、０．１％以上含有することでその含有量の増加に伴い、材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、強度向上と穴広げ性の向上に寄与する。Ｓｉが２．５％を超えてしまうと鉄系炭化物の析出抑制の効果は飽和してしまう。従って、Ｓｉ含有量の望ましい範囲は、０．１〜２．５％である。

Ｍｎ：０〜４％
Ｍｎは、固溶強化に加え、焼入れ強化により鋼板組織を焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイト主相とするために含有することができる。Ｍｎ含有量が４％超となるように添加してもこの効果が飽和する。一方では、Ｍｎ含有量が１％未満では、冷却中のフェライト変態やベイナイト変態の抑制効果を発揮しにくいので、１％以上含有することが望ましい。望ましくは、１．４〜３．０％である。

Ｔｉ、Ｎｂ：一方、または、両方を合計で０．０１〜０．３０％
ＴｉやＮｂは、優れた低温靭性と９８０ＭＰａ以上の高強度を両立させる上で最も重要な含有元素である。これらの炭窒化物、あるいは、固溶ＴｉやＮｂが熱間圧延時の粒成長を遅延させることで、熱延板の粒径を微細化でき低温靭性向上に寄与する。中でもＴｉは、固溶Ｎによる粒成長の特性に加え、ＴｉＮとして存在することで、スラブ加熱時の結晶粒径の微細化を通じて、低温靭性向上に寄与することから特に重要である。熱延板の粒径を１０μｍ以下とするためには、ＴｉおよびＮｂを単独、あるいは、複合で０．０１％以上含有させる必要がある。また、ＴｉおよびＮｂの合計含有量が０．３０％を超えて含有しても上記効果は飽和して経済性が低下する。ＴｉおよびＮｂの合計での含有量の望ましい範囲は、０．０２〜０．２５％であり、更に望ましくは、０．０４〜０．２０％である。

Ａｌ：０〜２．０％
Ａｌは、粗大なセメンタイトの形成を抑制し、低温靭性を向上させるので含有しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な含有はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ含有量の上限を２．０％とした。望ましくは、１．５％以下である。０．００１％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。

Ｎ：０〜０．０１％
Ｎは、焼き付け硬化性を向上させることから、含有してもよい。ただし、溶接時にブローホールを形成させ、溶接部の継ぎ手強度を低下させる懸念があるので、０．０１％以下にする必要がある。一方、０．０００５％と以下とすることは経済的に望ましくないので、０．０００５％以上とすることが望ましい。

以上が本発明の熱延鋼板の基本的な化学成分であるが、さらに下記のような成分を含有することができる。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒは、冷却時のフェライト変態を抑制し、鋼板組織を焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイト組織とすることから、これらのいずれか一種又は二種以上を含有してもよい。あるいは、析出強化もしくは固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、これらのいずれか一種又は二種以上を含有してもよい。しかし、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕのそれぞれの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。また、Ｃｕ含有量が２．０％超、Ｎｉ含有量が２．０％超、Ｍｏ含有量が１．０％超、Ｖ含有量が０．３％超、Ｃｒ含有量が２．０％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．０１％〜２．０％、Ｎｉ含有量は０．０１％〜２．０％、Ｍｏ含有量は０．０１％〜１．０％、Ｖ含有量は０．０１％〜０．３％、Ｃｒ含有量は０．０１％〜２．０％であることが望ましい。

Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、これらのいずれか一種又は二種以上を含有してもよい。Ｃａ及、ＲＥＭおよびＭｇの含有量は、０．０００５％以上で効果が顕著になることから、含有する場合は０．０００５％以上含有する必要がある。また、Ｍｇの含有量を０．０１％超、Ｃａの含有量を０．０１％超、ＲＥＭの含有量を０．１％超添加しても上記効果が飽和して経済性が低下する。従ってＭｇ含有量は０．０００５％〜０．０１％、Ｃａ含有量は０．０００５％〜０．０１％、ＲＥＭ含有量は、０．０００５％〜０．１％が望ましい。

Ｂは、フェライト変態を遅延することで鋼板組織を、焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイト組織とすることに寄与する。加えて、Ｃと同様に粒界に偏析し、粒界強度を高めることで、低温靭性を向上させる。このことから、鋼板へ含有しても良い。しかしながら、この効果は、鋼板のＢ含有量が０．０００２％以上とすることで顕著となることから、下限を０．０００２％以上とすることが望ましい。一方では、０．０１％超の含有は、その効果が飽和するばかりでなく、経済性に劣ることから上限値は、０．０１％である。望ましくは、０．０００５〜０．００５％であり、更に、望ましくは、０．０００７〜０．００３０％である。

なお、その他の元素について、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗを合計で１％以下含有しても本発明の効果は損なわれないことを確認している。これらの元素のうちＳｎは、熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。

本発明において上記以外の成分はＦｅとなるが、スクラップなどの溶解原料や耐火物などから混入する不可避的不純物は許容される。代表的な不純物として以下が挙げられる。

Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、溶銑に含まれている不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い低温靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、低いほど望ましく、０．１０％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１０％以下とする。特に、溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０３％以下であることが望ましい。一方、Ｐは少ない方が好ましいが、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．００１％を下限としても良い。

Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴広げ性を劣化させるＭｎＳなどの介在物を生成させる元素である。このためＳの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲であるので、０．０３％以下とする。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合のＳ含有量は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下が望ましい。一方、Ｓは少ない方が好ましいが、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．０００１％を下限としてもよい。

Ｏ：０．０１％以下
Ｏは、多すぎると鋼中で破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを引き起こすので、０．０１以下とする。さらに現地溶接性の観点からは０．０３％以下が望ましい。なお、Ｏは、溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために０．０００５％以上含有しても良い。

以上のような組織と化学成分を有する本発明の高強度熱延鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき処理による溶融亜鉛めっき層や、さらには、めっき後合金化処理された合金化亜鉛めっき層を備えることで、耐食性を向上させることができる。また、めっき層は、純亜鉛に限るものでなく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｚｒなどの元素を添加し、更なる耐食性の向上を図ってもよい。このようなめっき層を備えることにより、本発明の優れた焼き付け硬化性及び低温靭性を損なうものではない。
また、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等による表面処理層の何れを有していても本発明の効果が得られる。

［鋼板の製造方法］
次に本発明の鋼板の製造方法について述べる。
優れた焼き付け硬化性及び低温靭性を実現するためには、転位密度１×１０^１６（１／ｍ^２）以下、鉄系炭化物１×１０^６（個／ｍｍ^２）以上、粒径１０μｍ以下の焼き戻しマルテンサイトもしくは下部ベイナイトのいずれか一方、あるいは、両方を合計で９０％以上とすることが重要で、これらを同時に満たすための製造条件の詳細を以下に記す。

熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って上述した成分となるように調整し、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。
連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、インゴットを室温まで冷却することなく熱延して良いし、あるいは、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップを使用しても構わない。

本発明の高強度鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。
高強度鋼板を製造するに当たり、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、９００℃以上で熱間圧延を完了し、仕上げ圧延温度から４００℃間を平均冷却速度５０℃／秒以上冷却速度にて冷却し、４００℃未満での最大冷却速度を５０℃／秒未満として巻取りを行うことで、焼き付け硬化性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０MP以上の高強度熱延鋼板を製造できる。

熱間圧延のスラブ加熱温度は、１２００℃以上にする必要がある。本発明の鋼板は、固溶ＴｉやＮｂを用いたオーステナイト粒の粗大化抑制を行っていることから、鋳造時に析出したＮｂＣやＴｉＣを再溶解させる必要がある。スラブ加熱温度が１２００℃未満では、ＮｂやＴｉの炭化物が溶解に長時間を要することから、その後の結晶粒径の細粒化と、これによる低温靭性向上の効果が引き起こされない。このことから、スラブ加熱温度は、１２００℃以上にする必要がある。また、スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくない。このことから、スラブ加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。

仕上げ圧延温度は、９００℃以上とする必要がある。本発明の鋼板は、オーステナイト粒径の細粒化のために、多量のＴｉやＮｂを添加している。この結果、９００℃未満の温度域での仕上げ圧延では、オーステナイトは再結晶しがたく、圧延方向に伸びた粒となり、靭性劣化をもたらしやすい。また、これら未再結晶オーステナイトからマルテンサイトあるいはベイナイト変態が起こると、オーステナイトに蓄積された転位は、マルテンサイトやベイナイトにも引き継がれ、鋼板中の転位密度を本発明が定める範囲とすることが出来ず、焼き付け硬化性が劣る。そこで、仕上げ圧延温度は９００℃以上とする。

仕上げ圧延温度から４００℃間を平均冷却速度で５０℃／秒以上で冷却する必要がある。冷却速度が５０℃／秒未満では、冷却途中にフェライトが形成してしまい。主相である焼き戻しマルテンサイトや下部ベイナイトの体積率を９０％以上とすることが難しい。このことから、平均冷却速度を５０℃／秒以上とする必要がある。ただし、冷却過程でフェライトが形成しないのであれば、途中の温度域で空冷を行っても良い。

但し、Ｂｓ〜下部ベイナイトの生成温度間の冷却速度は、５０℃／秒以上とする事が好ましい。これは上部ベイナイトの形成を避けるためである。Ｂｓ〜下部ベイナイトの生成温度間の冷却速度が５０℃／秒未満であると、上部ベイナイトが形成されるとともに、ベイナイトのラス間にフレッシュマルテンサイト（転位密度の高いマルテンサイト）が形成してしまうか、あるいは、残留オーステナイト（加工時に転位密度の高いマルテンサイトになる）が存在してしまう事があるため、焼き付け硬化性や低温靭性が劣ってしまう。なお、Ｂｓ点は成分によって定められる上部ベイナイトの生成開始温度であり、便宜的には５５０℃とする。また、下部ベイナイトの生成温度も成分によって定められるが、便宜的には４００℃とする。仕上げ圧延温度から４００℃間では、特に５５０〜４００℃間の冷却速度を５０℃／秒以上とし、仕上げ圧延温度から４００℃間の平均冷却速度を５０℃／秒以上とする。
尚、仕上げ圧延温度から４００℃間が平均冷却速度５０℃／秒以上にするということは、仕上げ圧延温度から５５０℃までを５０℃／秒以上にして５５０〜４００℃間の冷却速度が５０℃／秒未満にする事も含まれる。しかし、この条件では上部ベイナイトが出やすくなり部分的には１０％超の上部ベイナイトが生成することが有る。したがって、５５０〜４００℃間の冷却速度は５０℃／秒以上にする事が好ましい。

４００℃未満での最大冷却速度は５０℃／秒未満とする必要がある。これは、転位密度および鉄基炭化物の個数密度を上記範囲とした焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトを主相とする組織とするためである。最大冷却速度が５０℃／秒以上では、鉄基炭化物や転位密度を上記範囲とすることができず高い焼き付け硬化性や靭性を得ることができない。このことから、最大冷却速度を５０℃／秒未満とする必要がある。
ここで、４００℃未満における最大冷却速度５０℃/秒未満での冷却は、例えば空冷により実現される。また、冷却のみを意味するのではなく、等温保持、即ち、４００℃未満での巻き取りも含む。さらには、この温度域での冷却速度制御は、鋼板組織中の転位密度や鉄系炭化物の個数密度の制御が目的であるので、一旦、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下に冷却した後、温度を上げて、再加熱しても、本発明の効果である９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と高い焼き付け硬化性、並びに、靭性を得ることが出来る。

一般的に、マルテンサイトを得るためにはフェライト変態を抑制する必要があり、５０℃／秒以上での冷却が必要であるとされている。加えて、低温では膜沸騰領域と呼ばれる熱伝達係数が比較的低く冷え難い温度域から、核沸騰温度域と呼ばれる熱伝達係数が大きく、冷えやすい温度域に遷移する。４００℃未満の温度域を冷却停止温度とする場合、巻き取り温度が変動し易く、それに伴い材質も変動する。このことから、通常の巻き取り温度は、４００℃超、あるいは、室温巻き取りのいずれかにする場合が多かった。
この結果、本発明のような４００℃未満での巻き取りや冷却速度低下により、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた焼き付け硬化性及び低温靭性とを同時に確保できることが、従来では見出され難かったものと推定される。

なお、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、全工程終了後においては、圧下率０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を施すことが望ましい。また、全工程終了後は、得られた熱延鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、必要に応じて得られた熱延鋼板に対して酸洗してもよい。更に、酸洗した後には、得られた熱延鋼板に対してインライン又はオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス又は冷間圧延を施しても構わない。

本鋼板は通常の熱延工程である連続鋳造、粗圧延、仕上げ圧延、あるいは、酸洗を経て製造されるものであるが、その一部を抜いて製造を行ったとしても本発明の効果である９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた焼き付け硬化性および低温靭性を確保可能である。
また、一旦、熱延鋼板を製造した後、炭化物の析出を目的に、オンラインあるいはオフラインで、１００〜６００℃の温度範囲で熱処理を行ったとしても、本発明の効果である高い焼き付け硬化性、低温靭性や９８０ＭＰａ以上の引張最大強度は確保可能である。

本発明で引張最大強度９８０ＭＰａ以上の鋼板とは、熱延の圧延方向に対し垂直方向に切り出したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行う引張試験による引張最大応力が、９８０ＭＰａ以上の鋼板を意味する。
本発明の優れた焼き付け硬化性とは、JIS Ｇ ３１３５の付属書に記載された塗装焼付硬化試験方法に準拠して測定される焼き付け硬化量（ＢＨ）、即ち、２％引張予歪付加後に１７０℃×２０分の熱処理を行った後、再引張り時における降伏強度の差が、６０ＭＰａ以上の鋼板をさす。望ましくは、８０ＭＰａ以上の鋼板である。
本発明の低温での靭性に優れた鋼板とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行うシャルピー試験の破面遷移温度（ｖTｒｓ）が−４０℃の鋼板をさす。本発明では、対象となる鋼板が主に自動車用途に用いられるため、３ｍｍ前後の板厚となる場合が多い。そこで、熱延板表面を研削し、鋼板を２．５ｍｍサブサイズ試験片に加工して行った。

本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について説明する。
実施例として、表１に示した成分組成を有するＡからＳまでの本発明の条件を満たす発明鋼と、ａからｋまでの比較鋼を用いて検討した結果について説明する。
これらの鋼を鋳造後、そのまま１０３０℃〜１３００℃の温度範囲に加熱し、もしくは一旦室温まで冷却された後に再加熱してその温度範囲に加熱し、その後表２−１、２の条件で熱間圧延を施し、７６０〜１０３０℃で仕上げ圧延し、表２−１、２−２に示す条件で冷却および巻き取りを行い、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板とした。その後、酸洗し、その後、０．５％のスキンパス圧延を行った。

得られた熱延鋼板から各種試験片を切り出し、材質試験や組織観察などを実施した。
引張り試験は、圧延方向に垂直な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して試験を実施した。
焼き付け硬化量の測定は、圧延方向に垂直な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｇ ３１３５の付属書に記載された塗装焼付硬化試験方法に準拠して実施した。予歪量は２％、熱処理条件は１７０℃×２０分とした。
シャルピー試験はＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して実施し、破面遷移温度を測定した。本発明の鋼板は、板厚が１０ｍｍ未満であったため、得られた熱延鋼板の表裏を研削し、２．５ｍｍとした後、シャルピー試験を実施した。
一部の鋼板に関しては、熱延鋼板を６６０〜７２０℃に加熱し、溶融亜鉛めっき処理あるいは、めっき処理後に５４０〜５８０℃での合金化熱処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした後、材質試験を実施した。
ミクロ組織観察に関しては、上述の手法にて実施し、各組織の体積率、転位密度、鉄系炭化物の個数密度、有効結晶粒径、並びに、アスペクト比を測定した。

結果を、表３−１、３−２に示す。
本発明の条件を満たすもののみ、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度、優れた焼き付け硬化性、並びに、低温靭性を有することが解る。
一方、鋼Ａ−３、Ｂ−４、Ｅ−４、Ｊ−４、Ｍ−４、Ｓ−４は、スラブ加熱温度が１２００℃未満となり、鋳造時に析出したＴｉやＮｂの炭化物が固溶化し難いため、その他の熱延条件を本発明の範囲としたとしても、組織分率や有効結晶粒径を本発明の範囲とすることが出来ず、強度や低温靭性に劣る。
鋼Ａ−４、Ｂ−５、Ｊ−５、Ｍ−５、Ｓ−５は、仕上げ圧延温度が低すぎてしまい未再結晶オーステナイト域での圧延となったことから、熱延板中に含まれる転位密度が多くなりすぎてしまい焼き付け硬化性に劣るとともに、圧延方向に延ばされた粒となるため、アスペクト比が大きく、靭性に劣る。

鋼Ａ−５、Ｂ−６、Ｊ−６、Ｍ−６、Ｓ−６は、仕上げ圧延温度から４００℃間での冷却速度が５０℃／秒未満であり、冷却中に多量のフェライトが形成してしまい、強度確保が難しいとともに、フェライトとマルテンサイト界面が破壊の起点になるため、低温靭性に劣る。
鋼Ａ−６、Ｂ−７、Ｊ−７、Ｍ−７、Ｓ−７は、４００℃未満での最大冷却速度が５０℃／秒以上であり、マルテンサイト中の転位密度が多くなり焼き付け硬化性が劣化するとともに、炭化物の析出量が不十分であり低温靭性に劣る。
尚、実施例のＢ−３において、５５０〜４００℃間の冷却速度を４５℃／ｓとした場合、仕上げ圧延温度である９５０℃から４００℃間が平均冷却速度は８０℃／秒であり、平均冷却速度５０℃／秒以上を満足したた、鋼板組織は部分的に上部ベイナイトが１０％以上となり、材質にもバラツキが生じた。

鋼Ａ−７は、巻き取り温度が４８０℃と高く、鋼板組織が上部ベイナイト組織となるため９８０ＭＰａ以上の引張最大強度の確保が難しく、かつ、上部ベイナイト組織中に存在するラス間に析出した粗大な鉄系炭化物が、破壊の起点となるため低温靭性に劣る。
鋼Ｂ−８、Ｊ−８、Ｍ−８は、巻き取り温度が５８０〜６２０℃と高く、鋼板組織がＴｉやＮｂの炭化物を含むフェライト、および、パーライトの混合組織となってしまう。この結果、鋼板中に存在するＣの多くが炭化物として析出してしまうため、十分な量の固溶Ｃを確保できず焼き付け硬化性に劣る。

また、鋼Ａ−８、９、Ｂ−９、１０、Ｅ−６、７、Ｊ−９、１０、Ｍ−９、１０、Ｓ−９、１０で示すように、合金化溶融亜鉛めっき処理、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき処理を行ったとしても、本発明の材質が確保できる。
一方、鋼板成分が本発明の範囲を満たさない鋼ａ〜ｋは、本発明で定める９８０ＭＰａ以上の引張最大強度、優れた焼き付け硬化性、並びに、低温靭性を具備することが出来ない。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０１％〜０．２％、
   Ｓｉ：０．０８〜２．５％、
   Ｍｎ：１．０〜４．０％、
   Ａｌ：０．００１〜２．０％、
   Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
   Ｃｕ：０〜２．０％、
   Ｎｉ：０〜２．０％、
   Ｍｏ：０〜１．０％、
   Ｖ：０〜０．３％、
   Ｃｒ：０〜２．０％、
   Ｍｇ：０〜０．０１％、
   Ｃａ：０〜０．０１％、
   ＲＥＭ：０〜０．１％、
   Ｂ：０〜０．０１％、
   Ｐ：０．１０％以下、
   Ｓ：０．０３％以下、
   Ｏ：０．０１％以下
   であり、ＴｉとＮｂのいずれか一方あるいは両方を合計で０．０１〜０．３０％含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる組成と、
   焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方あるいは両方を体積分率の合計で９０％以上含有し、前記焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイト中の転位密度が５×１０^１３（１／ｍ^２）以上１×１０^１６（１／ｍ^２）以下である組織を有し、
   前記焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの有効結晶粒径が１０μｍ以下であり、
   前記焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの有効結晶粒のアスペクト比が２以下であり、かつ
   前記焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイト中に存在する鉄系炭化物が１×１０ ^６ （個／ｍｍ ^２ ）以上である、
   引張最大強度が９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
2. 質量％で、
   Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
   Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
   Ｖ：０．０１〜０．３％、
   Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
   の１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
3. 質量％で、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
   の１種又は２種以上を含有する、請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
4. 質量％で、
   Ｂ：０．０００２〜０．０１％
   を含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度熱延鋼板。
5. 質量％で、
   Ｃ：０．０１％〜０．２ ％、
   Ｓｉ：０．０８〜２．５％、
   Ｍｎ：１．０〜４．０％、
   Ａｌ：０．００１〜２．０％、
   Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
   Ｃｕ：０〜２．０％、
   Ｎｉ：０〜２．０％、
   Ｍｏ：０〜１．０％、
   Ｖ：０〜０．３％、
   Ｃｒ：０〜２．０％、
   Ｍｇ：０〜０．０１％、
   Ｃａ：０〜０．０１％、
   ＲＥＭ：０〜０．１％、
   Ｂ：０〜０．０１％、
   Ｐ：０．１０％以下、
   Ｓ：０．０３％以下、
   Ｏ：０．０１％以下
   であり、ＴｉとＮｂのいずれか一方あるいは両方を合計で０．０１〜０．３０％含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる組成の鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上１３００℃未満に加熱し、９００℃以上１０３０℃以下で熱間圧延を完了し、仕上げ圧延温度から４００℃間を平均冷却速度５０℃／秒以上１４３℃／秒以下にて冷却し、４００℃未満での最大冷却速度を５０℃／秒未満として巻き取る、請求項１〜４のいずれか一項に記載の引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
6. 更に、亜鉛めっき処理あるいは合金化亜鉛めっき処理を行う、請求項５に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。