JP6414246B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主に自動車の構造部材に好適な高強度鋼板およびその製造方法に関する。

近年、環境問題の高まりからＣＯ_２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上を目的とした車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、特に引張強さ（ＴＳ）で９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用が進められている。

自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板には、加工性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品に用いられる高強度鋼板には、延性（以下、伸びと称する場合もある）または伸びフランジ性（以下、穴広げ性と称する場合もある）といった特性が優れるだけでなく、延性と伸びフランジ性の両方が優れることを求められる。

さらに、構造用部材や補強用部材などの自動車用部品には、優れた衝突吸収エネルギー特性が求められている。自動車用部品の衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには、素材である鋼板の降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を制御することが有効である。高強度鋼板の降伏比（ＹＲ）を制御することで、鋼板成形後のスプリングバックを抑制し、かつ、衝突時の衝突吸収エネルギーを上昇させることが可能となる。

これらの要求に対し、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．２〜２．２％、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００７％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、フェライトの体積分率が２０〜５０％、残留オーステナイトの体積分率が７〜２０％、マルテンサイトの体積分率が１〜８％であって、残部にベイナイトと焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を有し、該複合組織において、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．３〜２．０μｍで且つアスペクト比が４以上、マルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍ以下、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを合わせた金属相の平均結晶粒径が７μｍ以下であり、フェライト以外の金属組織の体積分率（Ｖ１）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（Ｖ２）が下記（１）式を満足し、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．６５質量％以上である高降伏比高強度冷延鋼板が開示されている。
０．６０≦Ｖ２／Ｖ１≦０．８５ ・・・（１）
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．５％、Ｐ：０．００３〜０．１００％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５％を含有し、ＳｉとＡｌの添加量の合計が０．５〜２．５％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、２０％以上のフェライト相と１０％以下（０％を含む）のマルテンサイト相と１０％以上６０％以下の焼戻しマルテンサイト相を有し、体積率で、３％以上１０％以下の残留オーステナイト相を有し、かつ、残留オーステナイト相の平均結晶粒径が２．０μｍ以下である、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

特許５８８８４７１号公報 特許５３６９６６３号公報

しかしながら、特許文献１に記載の高強度鋼板では、加工性の中でも、とりわけ伸び、伸びフランジ性に優れることを開示しているが、降伏比が７６％以上と高い。また、特許文献２に記載の高強度鋼板では、表１〜３に開示されるように、引張強さが９８０ＭＰａ以上で、十分な延性および伸びフランジ性を確保すると、Ｎｂ、Ｃａ等を含有する必要がある。

本発明は係る事情に鑑み、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であって、降伏比（ＹＲ）が５５〜７５％を有するとともに、延性のみならず伸びフランジ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、上記課題を達成するため、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であって、ＹＲが５５〜７５％を有するとともに、延性のみならず伸びフランジ性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を得るべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。

（１）フェライトを面積率で２０．０〜６０．０％として残留オーステナイトを微細に分散させ、かつ、残留オーステナイト中のＣ量を制御することで延性が向上すること、（２）フェライトと焼入れマルテンサイトの間の硬度を有する焼戻しマルテンサイトを活用し、かつ、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイト中のＣ量を適正に制御することで伸びフランジ性が向上すること、を知見した。

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．１２％以上０．２８％以下、Ｓｉ：０．８０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．００％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、フェライトが、面積率で、２０．０％以上６０．０％以下、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる硬質相が、面積率の合計で４０．０％以上８０．０％以下であり、前記硬質相全体に対するベイニティックフェライトが、面積率で、３５．０％以上５５．０％以下、前記硬質相全体に対する焼戻しマルテンサイトが、面積率で、２０．０％以上４０．０％以下、前記硬質相全体に対する焼入れマルテンサイトが、面積率で、３．０％以上１５．０％以下、前記硬質相全体に対する残留オーステナイトが、面積率で、５．０％以上２０．０％以下であり、前記残留オーステナイト中のＣ量が、質量％で、０．６％以上であり、前記焼入れマルテンサイト中のＣ量に対する前記焼戻しマルテンサイト中のＣ量の比が、０．２以上１．０未満であり、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が５５〜７５％、引張強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）の積（ＴＳ×Ｅｌ）が２３５００ＭＰａ・％以上、引張強さ（ＴＳ）と穴広げ率（λ）の積（ＴＳ×λ）が２４５００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
［２］前記鋼組織は、さらに、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．２μｍ以上５．０μｍ以下であることを特徴とする［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ａｓ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、鋼素材を加熱し、次いで、仕上げ圧延の最終パスの圧下率：５％以上１５％以下、仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下とする熱間圧延を行い、次いで、巻取温度：６００℃以下で巻き取り、次いで、冷間圧延を行い、次いで、（１）式で定義される温度をＴａ温度（℃）、（２）式で定義される温度をＴｂ温度（℃）とするとき、加熱温度：７２０℃以上Ｔａ温度以下で１０ｓ以上保熱した後、該加熱温度以下６００℃以上までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上とし、冷却停止温度：（Ｔｂ温度−１００℃）以上Ｔｂ温度以下まで冷却し、再加熱温度：Ａ以上５６０℃以下（Ａ：３５０℃≦Ａ≦４５０℃を満たす任意の温度（℃））まで再加熱し、保持温度（Ａ）：３５０℃以上４５０℃以下で１０ｓ以上保持する焼鈍を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
Ｔａ温度（℃）＝９４６−２０３×［％Ｃ］^１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］ ・・・（１）
なお、[％Ｘ]は、鋼中の成分元素Ｘの含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
Ｔｂ温度（℃）＝４３５−５６６×［％Ｃ］−１５０×［％Ｃ］×［％Ｍｎ］−７．５×［％Ｓｉ］＋１５×［％Ｃｒ］−６７．６×［％Ｃ］×［％Ｃｒ］ ・・・（２）
なお、[％Ｘ]は、鋼中の成分元素Ｘの含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
［６］前記巻き取り後、４５０℃以上６５０℃以下の熱処理温度域で、９００ｓ以上保持する熱処理を行うことを特徴とする［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記焼鈍の後に、めっき処理を施すことを特徴とする［５］または［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。

なお、本発明において、高強度鋼板とは、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板であり、冷延鋼板、めっき処理、合金化めっき処理など表面処理を冷延鋼板に施した鋼板を含むものである。また、本発明において、降伏応力（ＹＳ）の制御性の指標である降伏比（ＹＲ）の値は５５％以上７５％以下である。なお、ＹＲは、次の（３）式で求められる。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ・・・・（３）
また、本発明において、延性、すなわちＥｌ（全伸び）に優れるとは、ＴＳ×Ｅｌの値が２３５００ＭＰａ・％以上であることを意味する。また、本発明において、伸びフランジ性に優れるとは、伸びフランジ性の指標である限界穴広げ率（以下、穴広げ率と称する場合もある）（λ）の値を用いたＴＳ×λの値が２４５００ＭＰａ・％以上であることを意味する。

本発明によれば、９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）であって、降伏比（ＹＲ）が５５〜７５％を有するとともに、延性のみならず伸びフランジ性に優れる高強度鋼板を効果的に得られる。そして、本発明の製造方法により得られた高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより、自動車の車体軽量化による燃費向上に大きく寄与し、産業上の利用価値は極めて大きい。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず、本発明の高強度鋼板の成分組成と、その限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分組成を表す％は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。

Ｃ：０．１２％以上０．２８％以下
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つである。特に本発明では、焼鈍後のベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの各分率（面積率）に影響する重要な元素である。そして、得られる鋼板の強度（ＴＳ、ＹＳ）、延性および穴広げ性の機械的特性は、このベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの分率（面積率）によって大きく左右される。特に、延性は、フェライトおよび残留オーステナイトの分率（面積率）や、残留オーステナイト中のＣ量によって大きく左右される。また、ＹＲおよびλは、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイト中のＣ量の比によって、大きく左右される。ここで、Ｃの含有量が０．１２％未満では、残留オーステナイトの分率が減少し、鋼板の延性が低下する。また、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイト中のＣ量が減少するため、硬質相が軟質化し、ＴＳが低下する。一方、Ｃ含有量が０．２８％を超えると、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイト中のＣ量が増加するため、ＴＳは上昇する。しかし、焼入れマルテンサイトの分率が増加し、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．１２％以上０．２８％以下とする。好ましくは０．１５％以上とする。好ましくは０．２５％以下とする。より好ましくは０．１６％以上とする。より好ましくは０．２４％以下とする。

Ｓｉ：０．８０％以上２．２０％以下
Ｓｉは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することで、鋼板の延性を向上させるのに重要な元素である。また、Ｓｉは、残留オーステナイトの分解による炭化物の生成を抑制することにも有効である。さらに、Ｓｉは、フェライト中で高い固溶強化能を有するため、鋼の強度向上に寄与し、フェライトに固溶したＳｉは、加工硬化能を向上させて、フェライト自身の延性を高める効果がある。ここで、Ｓｉの含有量が０．８０％未満では、所望の残留オーステナイトの面積率を確保できず、鋼板の延性が低下する。また、Ｓｉの固溶強化を活用できず、ＴＳが低下する。さらに、焼戻しマルテンサイトの面積率が増加し、焼入れマルテンサイトの面積率が減少するため、降伏比（ＹＲ）が増加する。一方、Ｓｉ含有量が２．２０％を超えると、焼鈍時の冷却中にフェライトが成長し、フェライトの面積率が増大する。その結果、焼入れマルテンサイトの硬度が増大するため、ＹＲが減少し、同時に、穴広げ率（λ）が減少する。したがって、Ｓｉ含有量は０．８０％以上２．２０％以下とする。好ましくは１．００％以上とする。好ましくは２．００％以下とする。より好ましくは１．１０％以上とする。より好ましくは１．８０％以下とする。

Ｍｎ：１．５０％以上３．００％以下
Ｍｎは、鋼板の強度確保のために有効である。また、Ｍｎは、焼入れ性を向上させるため、焼鈍時の冷却過程でのパーライトやベイナイトの生成を抑制し、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を容易にする。ここで、Ｍｎの含有量が１．５０％未満では、焼鈍時の冷却過程でベイナイトが生成し、ＹＲが上昇し、同時に、延性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、冷却中のフェライト変態が抑制され、焼鈍後の硬質相の面積率が増大するため、ＴＳが増加し、同時に、ＹＲおよび全伸び（Ｅｌ）が減少する。したがって、Ｍｎ量は１．５０％以上３．００％以下とする。好ましくは１．６０％以上とする。好ましくは２．９０％以下とする。より好ましくは１．７０％以上とする。より好ましくは２．８０％以下とする。

Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて含有できる元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、局部伸びが低下し、全伸びが低下する。また、伸びフランジ性も低下する。さらに、溶接性の劣化を招く。さらに、溶融亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を大幅に遅延させてめっきの品質を損なう。したがって、Ｐ含有量は０．００１％以上０．１００％以下とする。好ましくは０．００５％以上とする。好ましくは０．０５０％以下とする。

Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、粒界に偏析して熱間圧延時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能が低下し、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする必要がある。なお、Ｓ含有量の下限に特に限定は無いが、生産技術上の制約からは、Ｓ量は通常０．０００１％以上が好ましい。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上とする。好ましくは０．０１００％以下とする。より好ましくは０．０００３％以上とする。より好ましくは０．００５０％以下とする。

Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下
Ａｌは、焼鈍時の冷却工程での炭化物の生成を抑制し、マルテンサイトの生成を促進することができる元素であり、鋼板の強度確保のために有効である。こうした効果を得るには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上にする必要がある。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、鋼板中の介在物が多くなり、局部変形能が低下し、延性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０．０１０％以上１．０００％以下とする。好ましくは０．０２０％以上とする。好ましくは０．５００％以下とする。

Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成する。また、Ｂが含有された場合には、Ｂと結合してＢＮを形成する。Ｎの含有量が多いと粗大な窒化物が多量に生じるため、局部変形能が低下し、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。従って、本発明では、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。一方、生産技術上の制約から、Ｎ含有量は０．０００５％以上にする必要がある。従って、Ｎ含有量は０．０００５％以上０．０１００％以下とする。好ましくは０．００１０％以上とする。好ましくは０．００７０％以下とする。より好ましくは０．００１５％以上とする。より好ましくは０．００５０％以下とする。

残部は鉄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においては、Ｏ（酸素）を０．０１００％以下含有することを拒むものではない。

以上の必須元素で本発明の鋼板は目的とする特性が得られるが、上記の必須元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。

Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ａｓ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量は、それぞれ０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量が、それぞれ０．１００％を超えると、母相であるフェライトや、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの下部組織もしくは旧オーステナイト粒界に、粗大な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が多量に析出し、局部変形能が低下し、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含有する場合、その含有量は、それぞれ０．００１％以上０．１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．００５％以上とする。より好ましくは、それぞれ０．０５０％以下とする。

Ｂは、マルテンサイト変態開始温度を低下させることなく、焼入れ性を向上させることができる元素である。また、焼鈍時の冷却過程でのパーライトやベイナイトの生成を抑制し、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を容易にすることが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量は０．０００１％以上とする必要がある。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じるため、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Ｂを含有する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上とする。より好ましくは０．００５０％以下とする。さらに好ましくは０．０００５％以上とする。さらに好ましくは０．００３０％以下とする。

Ｍｏは、焼入れ性を向上させることができる元素である。また、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果は、Ｍｏの含有量を０．０１％以上とすることで得られる。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えて含有しても更なる効果は得難い。そのうえ、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。したがって、Ｍｏを含有する場合、その含有量は０．０１％以上０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上とする。より好ましくは０．３５％以下とする。さらに好ましくは０．０３％以上とする。さらに好ましくは０．２５％以下とする。

Ｃｒ、Ｃｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程や、冷延鋼板に対する加熱および冷却処理時の冷却過程において、オーステナイトを安定化し、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの生成を容易にする。こうした効果を得るには、Ｃｒ、Ｃｕの含有量は、それぞれ０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ、Ｃｕの含有量が１．００％を超えると、熱間圧延中に表層割れを起こす恐れがある上、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Ｃｒ、Ｃｕを含有する場合、その含有量は、それぞれ０．０１％以上１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０５％以上とする。より好ましくはそれぞれ０．８０％以下とする。

Ｎｉは、固溶強化および変態強化により高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、０．０１％以上の含有が必要である。一方、Ｎｉを過剰に含有すると、熱間圧延中に表層割れを起こす恐れがある上、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Ｎｉを含有する場合、その含有量は０．０１％以上０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上とする。より好ましくは０．４０％以下とする。

Ａｓは、耐食性向上に有効な元素である。この効果を得るためには、０．００１％以上の含有が必要である。一方、Ａｓを過剰に含有した場合、赤熱脆性が促進する上に、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Ａｓを含有する場合、その含有量は０．００１％以上０．５００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以上とする。より好ましくは０．３００％以下とする。

Ｓｂ、Ｓｎは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる、鋼板表面から板厚方向に数十μｍ程度の領域における脱炭を抑制する観点から、必要に応じて含有することができる。このような窒化や酸化を抑制すると、鋼板表面におけるマルテンサイトの生成量が減少するのを防止して、鋼板の強度の確保に有効である。この効果を得るには、Ｓｂ、Ｓｎの含有量は、それぞれ０．００１％以上にする必要がある。一方で、Ｓｂ、Ｓｎは、それぞれ０．２００％を超えて過剰に含有すると延性の低下を招く。したがって、Ｓｂ、Ｓｎを含有する場合、その含有量は、それぞれ０．００１％以上０．２００％以下とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．００２％以上とする。より好ましくはそれぞれ０．１５０％以下とする。

Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する元素である。加えて、Ｔａには、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による鋼板の強度向上への寄与率を安定化させる効果がある。そのため、必要に応じてＴａを含有することが好ましい。ここで、前述の析出物安定化の効果は、Ｔａの含有量を０．００１％以上とすることで得られる。一方、Ｔａを過剰に含有しても、析出物安定化の効果が飽和する上に、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Ｔａを含有する場合、その含有量は０．００１％以上０．１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００２％以上とする。より好ましくは０．０８０％以下とする。

Ｃａ、Ｍｇは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、延性、特に局部延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。これらの効果を得るためには、Ｃａ、Ｍｇの含有量は、それぞれ０．０００１％以上の含有が必要である。一方、Ｃａ、Ｍｇは、それぞれ０．０２００％を超えて含有すると、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Ｃａ、Ｍｇを含有する場合、その含有量は、それぞれ０．０００１％以上０．０２００％以下とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０００２％以上とする。より好ましくはそれぞれ０．０１００％以下とする。

Ｚｎ、Ｃｏ、Ｚｒは、いずれも硫化物の形状を球状化し、局部延性および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。この効果を得るためには、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｚｒの含有量は、それぞれ０．００１％以上の含有が必要である。一方、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｚｒは、それぞれ０．０２０％を超えると、介在物等が増加し、鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こすため、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｚｒを含有する場合、その含有量はそれぞれ０．００１％以上０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．００２％以上とする。より好ましくはそれぞれ０．０１５％以下とする。

ＲＥＭは、高強度化および耐食性の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、ＲＥＭの含有量を、０．０００１％以上とする必要である。しかしながら、ＲＥＭの含有量が、０．０２００％を超えると、介在物等が増加し、鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こすため、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、ＲＥＭを含有する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上とする。より好ましくは０．０１５０％以下とする。

次に、本発明の高強度鋼板の重要な要件である、鋼組織について説明する。なお、以下の面積率は、鋼板組織全体に対する面積率とする。

フェライトの面積率：２０．０％以上６０．０％以下
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。フェライトを所定量に制御することは、本発明で目的とする所望の強度を確保しつつ、延性を向上させるために有効である。ここで、フェライトの面積率が２０．０％未満では、後述の硬質相の面積率が増加するため、ＹＲが高くなり、同時に、延性が低下する。一方、フェライトの面積率が６０．０％を超えると、ＹＲが低くなり、また、穴広げ性が低下する。また、残留オーステナイトの面積率が減少するため、延性が低下する。したがって、フェライトの面積率は２０．０％以上６０．０％以下とする。好ましくは２３．０％以上とする。好ましくは５５．０％以下とする。より好ましくは２５．０％以上とする。より好ましくは５０．０％以下とする。なお、フェライトの面積率は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。

硬質相の面積率：４０．０％以上８０．０％以下
本発明における硬質相とは、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイト、残留オーステナイトからなる。硬質相を構成する各組織の面積率の合計が４０．０％未満ではＹＲが低くなり、また、穴広げ性が低下する。また、残留オーステナイトの面積率が減少するため、延性が低下する。一方、８０．０％超えではＹＲが高くなり、同時に、延性が低下する。したがって、硬質相の面積率は４０．０％以上８０．０％以下とする。好ましくは４５．０％以上とする。好ましくは７５．０％以下とする。より好ましくは４９．０％以上とする。より好ましくは７３．０％以下とする。

なお、本発明では、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイト、残留オーステナイトの各面積率を、硬質相全体に対して後述の範囲にすることが重要である。

硬質相全体に対するベイニティックフェライトの面積率：３５．０％以上５５．０％以下
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。まず、ベイニティックフェライトについて説明する。ベイナイトは、ベイニティックフェライトと炭化物で構成されており、ベイナイトを生成温度域で区別した上部ベイナイトと下部ベイナイトは、ベイニティックフェライト中における規則正しく並んだ細かな炭化物の有無によって区別される。ここで本発明のベイニティックフェライトとは、上部ベイナイトを構成するベイニティックフェライトのことである。上部ベイナイトでは、ラス状のベイニティックフェライトを生成する際に、ベイニッティクフェライトとベイニッティクフェライトの間に、残留オーステナイトおよび／または炭化物が生成する。そのため、硬質相全体に対するベイニッティクフェライトの面積率を増加させることは、延性向上に寄与する残留オーステナイトを得るために必要である。また、ベイニティックフェライト生成時に未変態オーステナイト中にＣを濃化させることができるため、焼鈍後の残留オーステナイト中のＣ量の増加に寄与する。ここで、硬質相全体に対するベイニティックフェライトの面積率が３５．０％未満では、残留オーステナイトの面積率が減少するため、延性が低下する。一方、硬質相全体に対するベイニティックフェライトの面積率が５５．０％を超えると、硬質相中のＣ濃度が低下し、硬質相の硬度が低下するため、ＴＳが低下する。したがって、硬質相全体に対するベイニティックフェライトの面積率は３５．０％以上５５．０％以下とする。好ましくは３６．０％以上５０．０％以下とする。なお、ベイニティックフェライトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

硬質相全体に対する焼戻しマルテンサイトの面積率：２０．０％以上４０．０％以下
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼戻しマルテンサイトを生成させることで、所望の強度を確保しつつ、所望の穴広げ性を確保することが可能である。ここで、硬質相全体に対する焼戻しマルテンサイトの面積率が２０．０％未満では、焼入れマルテンサイトの面積率が増加し、ＹＲが低下し、同時に、穴広げ性が低下する。一方、硬質相全体に対する焼戻しマルテンサイトの面積率が４０．０％を超えると、ＹＲが増加する一方、残留オーステナイトの面積率が減少するため、延性が低下する。したがって、硬質相全体に対する焼戻しマルテンサイトの面積率は２０．０％以上４０．０％以下とする。好ましくは２５．０％以上３９．０％以下とする。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

硬質相全体に対する焼入れマルテンサイトの面積率：３．０％以上１５．０％以下
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼入れマルテンサイトを生成させることで、ＹＲの制御が可能である。この効果を得るためには、焼入れマルテンサイトの面積率を３．０％以上にする必要がある。ここで、硬質相全体に対する焼入れマルテンサイトの面積率が３．０％未満では、焼戻しマルテンサイトの分率が増加するため、ＹＲが増加する。一方、硬質相全体に対する焼入れマルテンサイトの面積率が１５．０％を超えると、残留オーステナイトの面積率が減少してしまい、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、焼入れマルテンサイトの面積率は３．０％以上１５．０％以下とする。好ましくは３．０％以上１２．０％以下とする。なお、焼入れマルテンサイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

硬質相全体に対する残留オーステナイトの面積率：５．０％以上２０．０％以下
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。良好な強度と延性のバランスを確保するため、残留オーステナイトの面積率を５．０％以上にする必要がある。一方、残留オーステナイトの体積率が２０．０％を超えると、残留オーステナイトの粒径が増大するため、打抜き性が低下し、穴広げ性が低下する。したがって、残留オーステナイトの面積率は５．０％以上２０．０％以下とする。好ましくは７．０％以上とする。好ましくは１８．０％以下とする。より好ましくは１６．０％以下とする。なお、残留オーステナイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

残留オーステナイトの平均結晶粒径：０．２μｍ以上５．０μｍ以下（好適条件）
良好な延性、および強度（ＴＳ）と延性のバランスを確保することが可能である残留オーステナイトは、打抜き加工時にマルテンサイトに変態することで、フェライトとの界面にクラックが発生し、穴広げ性が低下する。この問題は残留オーステナイトの平均結晶粒径を５．０μｍ以下まで小さくすることで改善できる。また、残留オーステナイトの平均結晶粒径が５．０μｍを超えると、引張変形時の加工硬化初期の時点で、残留オーステナイトがマルテンサイト変態してしまい、延性が低下する。一方、残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．２μｍ未満では、引張変形時の加工硬化後期の時点であっても、残留オーステナイトがマルテンサイト変態しないため、延性への寄与が小さく、所望のＥｌを確保することが困難である。したがって、残留オーステナイトの平均結晶粒径は０．２μｍ以上５．０μｍ以下が好ましい。より好ましくは０．３μｍ以上とする。より好ましくは２．０μｍ以下とする。なお、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

残留オーステナイト中のＣ量：０．６質量％以上
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。良好な強度と延性のバランスを確保するため、残留オーステナイト中のＣ量を０．６質量％以上にする必要がある。ここで、残留オーステナイト中のＣ量が０．６質量％未満では、引張変形時の加工硬化初期の時点で、残留オーステナイトがマルテンサイト変態してしまい、延性が低下する。なお、残留オーステナイト中のＣ量の上限は、特に限定しないが、残留オーステナイト中のＣ量が１．５質量％を超えると、打抜き性が低下し、穴広げ性が低下する可能性がある。また、引張変形時の加工硬化後期の段階であっても、残留オーステナイトがマルテンサイト変態しないため、延性への寄与が小さく、所望のＥｌを確保することが難しくなる。したがって、残留オーステナイト中のＣ量は０．６質量％以上とする。好ましくは０．６質量％以上１．５質量％以下とする。なお、残留オーステナイト中のＣ量は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

焼入れマルテンサイト中のＣ量に対する焼戻しマルテンサイト中のＣ量の比：０．２以上１．０未満
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト中のＣ量は、各組織の硬度差と相関がある。すなわち、焼入れマルテンサイト中のＣ量に対する焼戻しマルテンサイト中のＣ量の比を適正に制御することで、所望のＹＲを確保しつつ、穴広げ性を向上させることが可能である。ここで、焼入れマルテンサイト中のＣ量に対する焼戻しマルテンサイト中のＣ量の比が０．２未満では、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの硬度差が大きくなるため、穴広げ性が低下する。また、ＹＲが低下する。一方、焼入れマルテンサイト中のＣ量に対する焼戻しマルテンサイト中のＣ量の比が１．０以上では、焼戻しマルテンサイトの硬度が焼入れマルテンサイトの硬度と同等となるため、フェライトと焼入れマルテンサイトの間の硬度を有する相がなくなり、穴広げ性が低下する。したがって、焼入れマルテンサイト中のＣ量に対する焼戻しマルテンサイト中のＣ量の比は０．２以上１．０未満とする。好ましくは０．２以上０．９以下とする。なお、焼入れマルテンサイト中のＣ量、焼戻しマルテンサイト中のＣ量は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

なお、本発明に従うミクロ組織では、上記したフェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外に、パーライト、セメンタイト等の炭化物やその他鋼板の組織として公知のものが、それらの合計の面積率で、３．０％以下の範囲であれば、含まれていても、本発明の効果が損なわれることはない。

次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。

本発明の高強度鋼板は、上記した成分組成を有する鋼素材を加熱し、次いで、仕上げ圧延の最終パスの圧下率：５％以上１５％以下、仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下とする熱間圧延を行い、次いで、巻取温度：６００℃以下で巻き取り、次いで、冷間圧延を行い、次いで、後述の（１）式で定義される温度をＴａ温度（℃）、（２）式で定義される温度をＴｂ温度（℃）とするとき、加熱温度：７２０℃以上Ｔａ温度以下で１０ｓ以上保熱した後、該加熱温度以下６００℃以上までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上とし、冷却停止温度：（Ｔｂ温度−１００℃）以上Ｔｂ温度以下まで冷却し、再加熱温度：Ａ以上５６０℃以下（Ａ：３５０℃≦Ａ≦４５０℃を満たす任意の温度（℃））まで再加熱し、保持温度（Ａ）：３５０℃以上４５０℃以下で１０ｓ以上保持する焼鈍を行うことで得られる。さらに、前記巻き取り後、４５０℃以上６５０℃以下の熱処理温度域で、９００ｓ以上保持する熱処理を行うことができる。以上により得られた高強度鋼板に、めっき処理を施すことができる。

以下、詳細に説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板の表面温度を意味するものとする。本発明において、高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下の高強度鋼板に好適である。

本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋳造方法も特に限定はされないが、連続鋳造方法が好適である。なお、鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造してもよい。

また、本発明では、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。なお、スラブを熱間圧延するに際しては、加熱炉でスラブを１１００℃以上１３００℃以下に再加熱した後に熱間圧延しても良いし、１１００℃以上１３００℃以下の加熱炉で短時間加熱した後に熱間圧延に供してもよい。なお、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。

上記のようにして得られた鋼素材（スラブ）に、熱間圧延を施す。熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延による圧延でも、粗圧延を省略した仕上げ圧延だけの圧延としてもよい。この熱間圧延では、仕上げ圧延の最終パスの圧下率および仕上げ圧延出側温度を制御することが重要である。

［仕上げ圧延の最終パスの圧下率：５％以上１５％以下］
本発明では、仕上げ圧延の最終パスの圧下率を制御することで、フェライトの平均結晶粒径、マルテンサイトの平均サイズおよび集合組織を適正に制御することができるため、非常に重要である。仕上げ圧延の最終パスの圧下率が５％未満では、熱間圧延時のフェライトの結晶粒径が粗大化する。その結果、焼鈍後のフェライトの面積率が増大、すなわち硬質相の面積率が減少し、焼入れマルテンサイトの面積率が増大することから、延性が低下する。一方、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１５％を超えると、熱間圧延時のフェライトの結晶粒径が微細化し、その熱延鋼板を冷間圧延することで、焼鈍時のオーステナイトの核生成サイトが増大する。その結果、フェライトの面積率が減少し、硬質相の面積率が増大するため、ＴＳが上昇し、同時に、延性が低下する。したがって、仕上げ圧延の最終パスの圧下率は５％以上１５％以下とする。好ましくは６％以上とする。好ましくは１４％以下とする。

［仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下］
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を超えると、熱延組織が粗大となり、焼鈍後のフェライトの面積率が増大、すなわち硬質相の分率が減少し、焼入れマルテンサイトの分率が増大することから、延性が低下する。また、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の鋼板の表面品質が劣化する。さらに、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性および穴広げ性に悪影響を及ぼす。一方、仕上げ圧延出側温度が８００℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなる。また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、熱間圧延時のフェライトの結晶粒径が微細化し、その熱延鋼板を冷間圧延することで、焼鈍時のオーステナイトの核生成サイトが増大する。その結果、フェライトの面積率が減少し、硬質相の面積率が増大するため、ＴＳおよびＹＲが上昇し、同時に、延性が低下する。また、穴広げ性が低下する。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は８００℃以上１０００℃以下とする。好ましくは８２０℃以上とする。好ましくは９５０℃以下とする。より好ましくは８５０℃以上とする。より好ましくは９５０℃以下とする。

［巻取温度：６００℃以下］
熱間圧延後の巻取温度が６００℃を超えると、熱延板（熱延鋼板）の鋼組織がフェライトおよびパーライトとなり、焼鈍中のオーステナイトの逆変態がパーライトから優先的に生じる。このため、焼鈍後の残留オーステナイトの平均結晶粒径が粗大となり、延性が低下する。また、打抜き性が低下し、穴広げ性が低下する。なお、巻取温度の下限は、特に限定しないが、熱間圧延後の巻取温度が３００℃未満では、熱間圧延後の組織がマルテンサイト単相となるため、その熱延板を冷間圧延することで、焼鈍時のオーステナイトの核生成サイトが増大する。その結果、フェライトの面積率が減少し、硬質相の面積率が増大するため、ＴＳおよびＹＲが上昇し、同時に、延性が低下し、穴広げ性が低下する恐れがある。また、熱延鋼板の強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する恐れがある。さらに、マルテンサイトを主体とする硬質な熱延鋼板に冷間圧延を施すと、マルテンサイトの旧オーステナイト粒界に沿った微小な内部割れ（脆性割れ）が生じやすく、最終焼鈍板の延性および伸びフランジ性が低下する可能性がある。したがって、巻取温度は６００℃以下とする。好ましくは３００℃以上とする。好ましくは５７０℃以下とする。

なお、熱間圧延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延を行う場合、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。

このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行うことができる。酸洗の方法は特に限定しない。例えば、塩酸酸洗や硫酸酸洗が挙げられる。酸洗は、鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために有効である。なお、酸洗を行う場合、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。

上記のようにして得られた熱間圧延後の酸洗処理板に冷間圧延を行う。冷間圧延を施す際、熱間圧延後酸洗処理板のままで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。なお、熱処理は次の条件で行うことができる。

［熱延鋼板の酸洗処理後の熱処理：４５０℃以上６５０℃以下の熱処理温度域で、９００ｓ以上保持］（好適条件）
熱処理温度域が４５０℃未満または熱処理温度域での保持時間が９００ｓ未満の場合、熱間圧延後の焼戻しが不十分なため、その後の冷間圧延における圧延負荷が増大し、所望の板厚まで圧延できない恐れがある。また、焼戻しが組織内で不均一に生じるため、冷間圧延後の焼鈍中においてオーステナイトの逆変態が不均一に生じる。このため、焼鈍後の残留オーステナイトの平均結晶粒径が粗大となり、延性が低下する。一方、熱処理温度域が６５０℃を超える場合は、フェライト、および、マルテンサイトまたはパーライトの不均一な組織となって、冷間圧延後の焼鈍中においてオーステナイトの逆変態が不均一に生じる。このため焼鈍後の残留オーステナイトの平均結晶粒径が粗大となり、やはり、延性が低下する。したがって、熱延鋼板の酸洗処理後の熱処理温度域は４５０℃以上６５０℃以下の温度域とし、当該温度域での保持時間は９００ｓ以上とすることが好ましい。なお、保持時間の上限は特に限定しないが、生産性の観点から、３６０００ｓ以下が好ましい。より好ましくは３４０００ｓ以下とする。

冷間圧延の条件は、特に限定しない。例えば、冷間圧延における累積の圧下率は、生産性の観点より、３０〜８０％程度とするのが好適である。なお、圧延パスの回数、各パスの圧下率については、とくに限定されることなく本発明の効果を得ることができる。

得られた冷延鋼板に、以下の焼鈍（熱処理）を行う。

［加熱温度：７２０℃以上Ｔａ温度以下］
焼鈍工程での加熱温度が７２０℃未満では、焼鈍中に十分なオーステナイトの面積率を確保できず、最終的に所望の焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率がそれぞれ確保されない。このため、強度確保と、良好な強度と延性のバランスの確保とが困難となる。また、穴広げ性が低下する。一方、焼鈍工程での加熱温度がＴａ温度を超えると、オーステナイト単相の温度域での焼鈍となるため、冷却工程ではフェライトが生成せず、ＴＳおよびＹＲが上昇する一方で、延性が低下する。したがって、焼鈍工程での加熱温度は７２０℃以上Ｔａ温度以下とする。好ましくは７５０℃以上Ｔａ温度以下とする。
ここで、Ｔａ温度（℃）は、次式によって算出することができる。
Ｔａ温度（℃）＝９４６−２０３×［％Ｃ］^１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］…（１）
なお、[％Ｘ]は、鋼中の成分元素Ｘの含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。

なお、加熱温度までの平均加熱速度は、特に限定されないが、通常０．５℃／ｓ以上５０．０℃／ｓ以下が好ましい。

［加熱温度での保熱時間：１０ｓ以上］
焼鈍工程における加熱温度での保熱時間が１０ｓ未満の場合、オーステナイトの逆変態が十分に進行しないまま冷却するため、最終的に所望の焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率がそれぞれ確保されない。このため、強度確保と、良好な強度と延性のバランスの確保とが困難となる。なお、焼鈍工程での保熱時間の上限は、特に限定しないが、生産性の観点から、６００ｓ以下が好ましい。したがって、焼鈍工程における加熱温度での保熱時間は１０ｓ以上とする。好ましくは３０ｓ以上とする。好ましくは６００ｓ以下とする。

［加熱温度以下６００℃以上までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上］
加熱温度以下６００℃以上までの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、冷却中にフェライトの粗大化およびパーライトの生成が生じるため、最終的に所望量の微細な残留オーステナイトを得られない。また、残留オーステナイト中のＣ量も減少するため、良好な強度と延性のバランスの確保が困難となる。なお、加熱温度以下６００℃以上までの平均冷却速度の上限は、特に限定しないが、工業的に可能なのは、８０℃／ｓまでである。したがって、焼鈍工程における加熱温度以下６００℃以上までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。好ましくは１２℃／ｓ以上とする。好ましくは８０℃／ｓ以下とする。より好ましくは１５℃／ｓ以上とする。より好ましくは６０℃／ｓ以下とする。

［冷却停止温度：（Ｔｂ温度−１００℃）以上Ｔｂ温度以下］
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。この冷却は、Ｔｂ温度以下まで冷却することで、再加熱後の保持工程で生成するベイニティックフェライトの生成量を顕著に増大させるものである。冷却停止温度がＴｂ温度を超えると、ベイニティックフェライトおよび残留オーステナイト量が本発明の規定量を確保できず、延性が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＲが低下し、同時に、穴広げ性が低下する。一方、冷却停止温度が（Ｔｂ温度−１００℃）未満では、冷却中に存在する未変態オーステナイトが、冷却停止時点でほぼ全量マルテンサイト変態するために、所望のベイニティックフェライトおよび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、焼戻しマルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＲが増加する。したがって、焼鈍工程における冷却停止温度は（Ｔｂ温度−１００℃）以上Ｔｂ温度以下とする。好ましくは（Ｔｂ温度−８０℃）以上Ｔｂ温度以下とする。
ここで、Ｔｂ温度（℃）は、次式によって算出することができる。
Ｔｂ温度（℃）＝４３５−５６６×［％Ｃ］−１５０×［％Ｃ］×［％Ｍｎ］−７．５×［％Ｓｉ］＋１５×［％Ｃｒ］−６７．６×［％Ｃ］×［％Ｃｒ］ …（２）
なお、[％Ｘ]は、鋼中の成分元素Ｘの含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。

なお、上記冷却における、６００℃未満から冷却停止温度までの平均冷却速度は、特に限定されないが、通常１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下である。

［再加熱温度：Ａ以上５６０℃以下（但し、Ａは保持温度であり、３５０℃≦Ａ≦４５０℃を満たす任意の温度（℃）である。）］
本発明において、極めて重要な制御因子である。冷却時に存在するマルテンサイトおよびオーステナイトを再加熱することで、マルテンサイトを焼戻し、かつ、マルテンサイト中に過飽和に固溶したＣをオーステナイトへ拡散させることで、室温で安定なオーステナイトの生成が可能となる。この効果を得るためには、再加熱温度を後述の保持温度以上とする必要がある。再加熱温度が保持温度未満では、再加熱時に存在する未変態オーステナイトにＣが濃化されず、その後の保持中にベイナイトが生成されることから、ＹＳが上昇し、ＹＲが増加する。一方、再加熱温度が５６０℃を超えると、オーステナイトがパーライトに分解されるため、残留オーステナイトが生成せず、ＹＲが増加し、延性が低下する。したがって、焼鈍工程における再加熱温度は、後述する保持温度（Ａ）以上５６０℃以下とする。好ましくは保持温度（Ａ）以上５３０℃以下とする。

なお、再加熱温度は、後述の保持温度（Ａ）以上の温度である。上記再加熱温度は、３５０〜５６０℃が好ましい。より好ましくは３８０℃以上とする。より好ましくは５２０℃以下とする。さらに好ましくは４００℃以上とする。さらに好ましくは４５０℃以下とする。

［保持温度（Ａ）：３５０℃以上４５０℃以下］
本発明において、極めて重要な制御因子である。焼鈍工程における保持工程での保持温度が４５０℃を超えると、再加熱後の保持中にベイナイト変態が進行しないため、所望のベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトの量の確保が困難となり、延性が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率が増大し、ＹＲが減少し、同時に、穴広げ性が減少する。一方、保持温度が３５０℃未満では、下部ベイナイトが優先的に生成するため、所望の残留オーステナイト量を確保することができず、延性が低下する。また、下部ベイナイト生成時にフェライトとの界面のフェライト側に可動転位が導入されるため、ＹＲが減少する。したがって、焼鈍工程における保持工程での保持温度（Ａ）は３５０℃以上４５０℃以下とする。

［保持温度での保持時間：１０ｓ以上］
焼鈍工程における保持温度での保持時間が１０ｓ未満の場合、再加熱時に存在するマルテンサイトの焼戻しが十分に進行しないまま冷却するため、焼入れマルテンサイト中のＣ量と焼戻しマルテンサイト中のＣ量の比が大きくなる。すなわち、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの硬度の差が同程度となるため、フェライトと焼入れマルテンサイトの間の硬度を有する組織がなくなり、穴広げ性が低下する。また、未変態のオーステナイトへのＣの拡散が十分に進行しないため、室温でオーステナイトが残留せず、Ｅｌが減少する。なお、保持温度での保持時間の上限は、特に限定しないが、生産性の観点から、１０００ｓ以下が好ましい。したがって、保持温度での保持時間は１０ｓ以上とする。好ましくは１０ｓ以上１０００ｓ以下とする。より好ましくは１５ｓ以上とする。より好ましくは７００ｓ以下とする。

焼鈍工程における保持温度で保持後の冷却は、特に規定する必要がなく、任意の方法により所望の温度に冷却してよい。なお、鋼板表面の酸化防止の観点から、上記所望の温度は、室温程度が望ましい。該冷却の平均冷却速度は１〜５０℃／ｓが好ましい。

以上により、本発明の高強度鋼板が製造される。

得られた本発明の高強度鋼板は、亜鉛系めっき処理やめっき浴の組成によって材質に影響をおよぼされずに、本発明の効果は得られる。このため、後述するめっき処理を施し、めっき鋼板を得ることができる。

さらに、得られた本発明の高強度鋼板に調質圧延（スキンパス圧延）を施すことができる。調質圧延を施す場合、スキンパス圧延での圧下率は、２．０％を超えると、鋼の降伏応力が上昇しＹＲが増加することから、２．０％以下とすることが好適である。なお、スキンパス圧延での圧下率の下限は、特に限定しないが、生産性の観点から０．１％以上が好ましい。

［めっき処理］（好適条件）
本発明のめっき鋼板の製造方法は、冷延鋼板（薄鋼板）にめっきを施す方法である。例えば、めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理が挙げられる。また、焼鈍と亜鉛めっきを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよい。また、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。

例えば、溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、薄鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。４４０℃未満では亜鉛が溶融しない場合がある。一方、５００℃を超えるとめっきの合金化が過剰に進む場合がある。溶融亜鉛めっきは、Ａｌ量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。Ａｌ量が０．１０質量％未満ではめっき時に硬くて脆いＦｅ−Ｚｎ合金層がめっき層／地鉄界面に生成するため、めっき密着性が低下したり、外観ムラが発生する場合がある。Ａｌ量が０．２３質量％超えではめっき浴浸漬直後にＦｅ−Ａｌ合金層がめっき層／地鉄界面に厚く形成するため、Ｆｅ−Ｚｎ合金層形成の障壁となり、合金化温度が上昇し、延性が低下する場合がある。また、めっき付着量は、片面あたり２０〜８０ｇ／ｍ^２が好ましい。また、両面めっきとする。

また、亜鉛めっきの合金化処理を施す場合には、溶融亜鉛めっき処理後に、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。４７０℃未満では、Ｚｎ−Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、生産性が損なわれる。一方、６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳが低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４７０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましい。より好ましくは、４７０℃以上５６０℃以下の温度域とする。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、上記の合金化処理を施すことにより、めっき層中のＦｅ濃度を７〜１５質量％とすることが好ましい。

例えば、電気亜鉛めっき処理を施す場合には、室温以上１００℃以下のめっき浴を用いることが好ましい。片面あたりのめっき付着量は、２０〜８０ｇ／ｍ^２が好ましい。また、両面めっきとする。

その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。

［調質圧延］（好適条件）
調質圧延を行う場合には、めっき処理後のスキンパス圧延での圧下率は、０．１％以上２．０％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、２．０％を超えると、生産性が著しく低下し、かつ、ＹＲが増加するので、これを良好範囲の上限とする。スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。

以下、本発明の高強度鋼板およびその製造方法の作用・効果について、実施例を用いて説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。

表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを１２５０℃で加熱し、表２に示す条件で熱間圧延後、熱延鋼板を巻き取り、次いで熱延鋼板に酸洗処理を施し、表２に示すＮｏ．１〜１８、２０、２１、２３、２５、２７、２８、３０〜３５、３７、３９については、表２に示す条件で熱延板熱処理を施した。

次いで、圧下率：５０％で冷間圧延し、板厚：１．２ｍｍの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表２に示す条件で焼鈍処理を施し、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。なお、焼鈍処理では、加熱温度までの平均加熱速度：１〜１０℃／ｓとし、６００℃未満から冷却停止温度までの平均冷却速度：５〜３０℃／ｓとし、保持温度で保持後の冷却における冷却停止温度：室温、該冷却における平均冷却速度：１〜１０℃／ｓとした。

さらに、一部の高強度冷延鋼板（薄鋼板）（ＣＲ）に対して亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）、を得た。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌ：０．１４質量％または０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、またＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温はそれぞれ４７０℃とした。また、めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり７２ｇ/ｍ²または４５ｇ/ｍ²の両面めっきとし、またＧＡでは、片面あたり４５ｇ／ｍ^２の両面めっきとした。さらに、ＧＡについては、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。めっき層をＺｎ―Ｎｉめっき層とするＥＧでは、めっき層中のＮｉ含有量を９質量％以上２５質量％以下とした。

なお、表１に示すＴａ温度（℃）は、以下の（１）式を用いて求めた。
Ｔａ温度（℃）＝９４６−２０３×［％Ｃ］^１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］…（１）
また、表１に示すＴ２温度（℃）は、以下の（２）式を用いて求めた。
Ｔｂ温度（℃）＝４３５−５６６×［％Ｃ］−１５０×［％Ｃ］×［％Ｍｎ］−７．５×［％Ｓｉ］＋１５×［％Ｃｒ］−６７．６×［％Ｃ］×［％Ｃｒ］…（２）
ここで、[％Ｘ]は、鋼中の成分元素Ｘの含有量（質量％）を示し、成分元素Ｘを含有しない場合は、［％Ｘ］を０として計算する。

以上のようにして得られた高強度冷延鋼板（ＣＲ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を供試鋼として、機械的特性を評価した。機械的特性は、以下に示す、鋼板の構成組織の定量評価、引張試験、穴広げ試験を行い評価した。得られた結果を表３に示す。また、供試鋼である各鋼板の板厚も表３に示す。

鋼板の組織全体に占める各組織の面積率
フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が１ｋＶの条件で、ＩｎＬｅｎｓ検出器によるＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、１００００倍の倍率で３視野観察し、得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、構成組織（フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイト）の面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率として求めた。また、上記の組織画像において、フェライトは凹部の基地組織、ベイニティックフェライトは硬質相内の凹部の組織、焼戻しマルテンサイトは硬質相内の凹部の組織で微細な炭化物を含む組織、焼入れマルテンサイトは硬質相内の凸部でかつ組織内部が微細な凹凸を有した組織、また、残留オーステナイトは硬質相内の凸部でかつ組織内部が平坦な組織である。なお、表３中のＦはフェライト、ＢＦはベイニティックフェライト、ＴＭは焼戻しマルテンサイト、ＦＭは焼入れマルテンサイト、ＲＡは残留オーステナイトを意味する。

残留オーステナイトの平均結晶粒径
残留オーステナイトの平均結晶粒径の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストで鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が１ｋＶの条件で、ＩｎＬｅｎｓ検出器によるＳＥＭを用いて、１００００倍の倍率で３視野観察し、得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、残留オーステナイトの平均結晶粒径を３視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。なお、上記の組織画像において、残留オーステナイトは上記したように硬質相内の凸部でかつ組織内部が平坦な組織である。

残留オーステナイト中のＣ量、焼戻しマルテンサイト中のＣ量、焼入れマルテンサイト中のＣ量
残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイト中のＣ量の測定方法は、以下のとおりである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるように試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて研磨し、その後、アルミナを用いて仕上げ研磨を施す。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）で、加速電圧が７ｋＶ、測定点間隔が８０ｎｍの条件で、２２．５μｍ×２２．５μｍの領域を３視野測定し、測定後のデータを検量線法を用いてＣの濃度に変換する。同時に取得したＩｎＬｅｎｓ検出器によるＳＥＭ像と比較することで、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイトを判別し、測定視野内の残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの各Ｃ量の平均値を３視野分算出し、それらの値を平均して、求めることが出来る。この値を、それぞれ残留オーステナイトのＣ量、焼戻しマルテンサイトのＣ量、焼入れマルテンサイト中のＣ量とした。

機械特性
機械特性（引張強さＴＳ、降伏応力ＹＳ、全伸びＥｌ）の測定方法は、以下の通りである。引張試験は、引張試験片の長手が、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）となるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＹＳ（降伏応力）、ＴＳ（引張強さ）およびＥｌ（全伸び）を測定した。なお、本発明では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の場合を良好と判断した。また、ＹＳの制御性の指標である降伏比：ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）×１００の値が５５％以上７５％以下の場合を良好と判断した。さらに、延性すなわちＥｌに優れるとは、引張強さと全伸びの積（ＴＳ×Ｅｌ）を算出して強度と加工性（延性）のバランスを評価し、ＴＳ×Ｅｌの値が２３５００ＭＰａ・％以上の場合を良好と判断した。

穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランス１２％±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐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、下記の式から、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。

限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄ_ｆ−Ｄ_０）／Ｄ_０｝×１００
ただし、Ｄ_ｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ_０は初期穴径（ｍｍ）である。各鋼板について３回試験を実施し、穴広げ率の平均値（λ％）を求めて、伸びフランジ性を評価した。なお、本発明では、伸びフランジ性に優れるとは、伸びフランジ性の指標である限界穴広げ率：λを用いた、引張強さと限界穴広げ率の積（ＴＳ×λ）を算出して強度と伸びフランジ性のバランスを評価し、ＴＳ×λの値が２４５００ＭＰａ・％以上の場合を良好と判断した。

また、残部組織についても一般的な方法で確認し、表３に示した。

表３から明らかなように、本発明例では、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であって、降伏比（ＹＲ）が５５〜７５％を有するとともに、ＴＳ×Ｅｌの値が２３５００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λの値が２４５００ＭＰａ・％以上であり、延性、伸びフランジ性に優れる高強度鋼板を得られることがわかる。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例の鋼板では、実施例からも明らかなように、ＴＳ、ＹＲ、ＴＳ×Ｅｌ、ＴＳ×λのうちいずれか１つ以上で目標性能を満足できない。

以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。

本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、ＹＲが５５〜７５％を有するとともに、延性のみならず伸びフランジ性に優れる高強度鋼板の製造が可能になる。また、本発明の製造方法に従って得られた高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費向上を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (7)

1. 成分組成は、質量％で、
   Ｃ：０．１２％以上０．２８％以下、
   Ｓｉ：０．８０％以上２．２０％以下、
   Ｍｎ：１．５０％以上３．００％以下、
   Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
   Ｓ：０．０２００％以下、
   Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下、
   Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   鋼組織は、フェライトが、面積率で２０．０％以上６０．０％以下、
   ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる硬質相が、面積率の合計で４０．０％以上８０．０％以下であり、前記硬質相全体に対するベイニティックフェライトが、面積率で、３５．０％以上５５．０％以下、
   フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイト、及び、残留オーステナイト以外に、パーライト、セメンタイトを合計面積率で３．０％以下含み、
   前記硬質相全体に対する焼戻しマルテンサイトが、面積率で、２０．０％以上４０．０％以下、
   前記硬質相全体に対する焼入れマルテンサイトが、面積率で、３．０％以上１５．０%以下、
   前記硬質相全体に対する残留オーステナイトが、面積率で、５．０％以上２０．０%以下であり、
   前記残留オーステナイト中のＣ量が、質量％で０．６％以上であり、
   前記焼入れマルテンサイト中のＣ量に対する前記焼戻しマルテンサイト中のＣ量の比が、０．２以上１．０未満であり、
   引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が５５〜７５％、引張強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）の積（ＴＳ×Ｅｌ）が２３５００ＭＰａ・％以上、引張強さ（ＴＳ）と穴広げ率（λ）の積（ＴＳ×λ）が２４５００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
2. 前記鋼組織は、さらに、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．２μｍ以上５．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 前記成分組成に加えて、質量％で、
   Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、
   Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、
   Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、
   Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
   Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
   Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
   Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
   Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
   Ａｓ：０．００１％以上０．５００%以下、
   Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、
   Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、
   Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
   Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
   Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
   Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、
   Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、
   Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、
   ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種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。
4. 鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
5. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
   鋼素材を加熱し、
   次いで、仕上げ圧延の最終パスの圧下率：５％以上１５％以下、仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下とする熱間圧延を行い、
   次いで、巻取温度：６００℃以下で巻き取り、
   次いで、冷間圧延を行い、
   次いで、（１）式で定義される温度をＴａ温度（℃）、（２）式で定義される温度をＴｂ温度（℃）とするとき、
   加熱温度：７２０℃以上Ｔａ温度以下で１０ｓ以上保熱した後、
   該加熱温度以下６００℃以上までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上とし、冷却停止温度：（Ｔｂ温度−１００℃）以上Ｔｂ温度以下まで冷却し、
   再加熱温度：Ａ以上５６０℃以下（Ａ：３５０℃≦Ａ≦４５０℃を満たす任意の温度（℃））まで再加熱し、
   保持温度（Ａ）：３５０℃以上４５０℃以下で１０ｓ以上保持する焼鈍を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
   Ｔａ温度（℃）＝９４６−２０３×［％Ｃ］^１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］・・・（１）
   なお、［％Ｘ］は、鋼中の成分元素Ｘの含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
   Ｔｂ温度（℃）＝４３５−５６６×［％Ｃ］−１５０×［％Ｃ］×［％Ｍｎ］−７．５×［％Ｓｉ］＋１５×［％Ｃｒ］−６７．６×［％Ｃ］×［％Ｃｒ］・・・（２）
   なお、［％Ｘ］は、鋼中の成分元素Ｘの含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
6. 前記巻き取り後、４５０℃以上６５０℃以下の熱処理温度域で、９００ｓ以上保持する熱処理を行うことを特徴とする請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
7. 前記焼鈍の後に、めっき処理を施すことを特徴とする請求項５または６に記載の高強度鋼板の製造方法。