JP6705560B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車や電気等の産業分野で使用される部材に適用して好適な、成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関し、特に、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有し、延性のみならず穴広げ性にも優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化によって車体材料の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、車体材料の一つである鋼板の高強度化は鋼板の成形性の低下を招くことから、高強度と高延性とを併せ持つ鋼板の開発が望まれている。高強度かつ高延性の鋼板として、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した高強度鋼板が提案されている。この高強度鋼板は、残留オーステナイトを有した組織を呈し、成形時には残留オーステナイトによって成形が容易である一方、成形後には残留オーステナイトがマルテンサイト化するため高強度を備えたものになる。
例えば、特許文献１には、引張強さが１０００ＭＰａ以上で、全伸び（ＥＬ）が３０％以上の残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した非常に高い延性を有する高強度鋼板が記載されている。また、特許文献２には、高Ｍｎ鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理を施すことによって、高い強度−延性バランスを実現する発明が記載されている。また、特許文献３には、高Ｍｎ鋼で熱延後組織をベイナイトやマルテンサイトを含む組織とし、焼鈍と焼戻しによって微細な残留オーステナイトを形成させ、さらに、焼戻しベイナイトもしくは焼戻しマルテンサイトを含む組織とすることで局部延性を改善する発明が記載されている。さらに、特許文献４には、中Ｍｎ鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理を施すことによって未変態オーステナイト中へＭｎを濃化させることにより、安定な残留オーステナイトを形成させ全伸びを向上させる発明が記載されている。
特許文献１に記載の高強度鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後にベイナイト変態温度域内で焼入れして等温保持する、いわゆるオーステンパー処理を行うことによって製造される。このオーステンパー処理によるオーステナイトへのＣの濃化によって残留オーステナイトが生成されるが、多量の残留オーステナイトを得るためには０．３％を超える多量のＣ添加が必要となる。しかしながら、鋼中のＣ濃度が高くなるとスポット溶接性が低下し、特に０．３％を超えるようなＣ濃度ではその低下が顕著になる。このため、特許文献１に記載の高強度鋼板を自動車用鋼板として実用化することは困難である。また、特許文献１に記載の発明は、高強度鋼板の延性を向上させることを主目的としており、穴広げ性や曲げ性を考慮していない。
また、特許文献２に記載の発明では、未変態オーステナイト中へのＭｎ濃化による延性の向上は検討されておらず、成形性に改善の余地がある。また、特許文献３に記載の発明では、高Ｍｎ鋼は、高温で焼戻されたベイナイトもしくはマルテンサイトを多く含む組織であるため、強度確保が難しく、また、局部延性を改善するために残留オーステナイト量が制限されて全伸びも不十分である。また、特記文献４に記載の発明では、熱処理時間が短く、Ｍｎの拡散速度が遅いため、Ｍｎの濃化が不十分であると推察される。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、その目的は、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有し、かつ優れた成形性を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。なお、本明細書中において、成形性とは、延性と穴広げ性のことを意味する。
本発明の発明者らは、上記した課題を解決し、優れた成形性を有する高強度鋼板を製造するため、鋼板の成分組成および製造方法の観点から鋭意研究を重ねたところ、以下のことを知見した。すなわち、３．１０質量％以上４．２０質量％以下のＭｎを含有し、Ｔｉ等のその他の合金元素の成分組成を適正に調整し、熱間圧延後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点以上の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、次いで酸洗処理し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却することによって、面積率で、フェライトが３５％以上８０％以下、マルテンサイトが５％以上３５％以下、焼戻しマルテンサイトが０％以上５％以下であり、体積率で残留オーステナイトが８％以上であり、さらに、フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であり、かつ塊状オーステナイトの面積率をラス状オーステナイトと塊状オーステナイトの面積率の和で除した値が０．６以上であり、残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)をフェライト中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値が１．５以上であり、かつ残留オーステナイト中のＣの平均含有量(質量％)をフェライト中のＣの平均含有量(質量％)で除した値が３．０以上にすることにより、Ｍｎで安定化させた残留オーステナイトの確保による延性や穴広げ性等の成形性に優れた高強度鋼板の製造が可能となることを知見した。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
本発明に係る高強度鋼板は、成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、Ｍｎ：３．１０％以上４．２０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．２００％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、面積率で、フェライトが３５％以上８０％以下、マルテンサイトが５％以上３５％以下であり、焼戻しマルテンサイトが０％以上５％以下であり、体積率で残留オーステナイトが８％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であり、かつ塊状オーステナイトの面積率をラス状オーステナイトと塊状オーステナイトの面積率の和で除した値が０．６以上であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)をフェライト中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値が１．５以上であり、かつ前記残留オーステナイト中のＣの平均含有量(質量％)をフェライト中のＣの平均含有量(質量％)で除した値が３．０以上であることを特徴とする。
本発明に係る高強度鋼板は、上記発明において、高強度鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｗ:０．００５％以上０．５００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ:０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
本発明に係る高強度鋼板の製造方法は、本発明に係る高強度鋼板の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の温度域内で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下の温度域内で巻き取り、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却するステップを含むことを特徴とする。
本発明に係る高強度鋼板の製造方法は、本発明に係る高強度鋼板の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の温度域内で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下の温度域内で巻き取り、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施すステップを含むことを特徴とする。
本発明に係る高強度鋼板の製造方法は、本発明に係る高強度鋼板の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の温度域内で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下の温度域内で巻き取り、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で合金化処理を施すステップを含むことを特徴とする。
本発明に係る高強度鋼板の製造方法は、本発明に係る高強度鋼板の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の温度域内で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下の温度域内で巻き取り、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点以上の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、次いで酸洗処理し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施すステップを含むことを特徴とする。
本発明に係る高強度鋼板の製造方法は、本発明に係る高強度鋼板の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の温度域内で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下の温度域内で巻き取り、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点以上の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、次いで酸洗処理し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、さらに、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で合金化処理を施すステップを含むことを特徴とする。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有し、かつ優れた成形性を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することができる。
以下、本発明に係る高強度鋼板およびその製造方法について説明する。
（１）本発明に係る高強度鋼板において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
〔Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下〕
Ｃは、マルテンサイト等の低温変態相を生成させて、鋼の強度を上昇させるために必要な元素である．また、Ｃは、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満である場合、フェライトの面積率が過大となり、所望の強度が得られない。また、十分な残留オーステナイトの体積率を確保することが難しく、良好な延性が得られない。一方、Ｃを０．２５０％を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となる。また、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性やアーク溶接性等が劣化する。こうした観点から、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．２５０％以下、好ましくは０．０８０％以上０．２００％以下の範囲内とする。
Ｃは、マルテンサイト等の低温変態相を生成させて、鋼の強度を上昇させるために必要な元素である．また、Ｃは、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満である場合、フェライトの面積率が過大となり、所望の強度が得られない。また、十分な残留オーステナイトの体積率を確保することが難しく、良好な延性が得られない。一方、Ｃを０．２５０％を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となる。また、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性やアーク溶接性等が劣化する。こうした観点から、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．２５０％以下、好ましくは０．０８０％以上０．２００％以下の範囲内とする。
〔Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下〕
Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性の確保に有効である。Ｓｉの含有量が０．０１％に満たない場合、Ｓｉの添加効果が乏しくなるため、Ｓｉの含有量の下限を０．０１％とした。しかしながら、含有量が３．００％を超えるＳｉの過剰な添加は、鋼の脆化を引き起こし、延性および穴広げ性（打ち抜き）が劣化する。さらに、赤スケール等の発生による表面性状の劣化を引き起こし、化成処理性およびめっき品質を悪化させる。さらに、めっき品質の低下を招く。そのため、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上３．００％以下、好ましくは０．２０％以上２．００％以下、より好ましくは０．２０％以上０．７０％未満の範囲内である。
Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性の確保に有効である。Ｓｉの含有量が０．０１％に満たない場合、Ｓｉの添加効果が乏しくなるため、Ｓｉの含有量の下限を０．０１％とした。しかしながら、含有量が３．００％を超えるＳｉの過剰な添加は、鋼の脆化を引き起こし、延性および穴広げ性（打ち抜き）が劣化する。さらに、赤スケール等の発生による表面性状の劣化を引き起こし、化成処理性およびめっき品質を悪化させる。さらに、めっき品質の低下を招く。そのため、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上３．００％以下、好ましくは０．２０％以上２．００％以下、より好ましくは０．２０％以上０．７０％未満の範囲内である。
〔Ｍｎ：３．１０％以上４．２０％以下〕
Ｍｎは、本発明において極めて重要な添加元素である。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、さらに、固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素である。このような作用は、Ｍｎの含有量が３．１０％以上で認められる。ただし、Ｍｎの含有量が４．２０％を超える過剰な添加は、化成処理性およびめっき品質を悪化させる。こうした観点から、Ｍｎの含有量は、３．１０％以上４．２０％以下、好ましくは３．２０％以上４．１０％未満、より好ましくは、３．２０％以上３．８０％未満の範囲内である。
Ｍｎは、本発明において極めて重要な添加元素である。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、さらに、固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素である。このような作用は、Ｍｎの含有量が３．１０％以上で認められる。ただし、Ｍｎの含有量が４．２０％を超える過剰な添加は、化成処理性およびめっき品質を悪化させる。こうした観点から、Ｍｎの含有量は、３．１０％以上４．２０％以下、好ましくは３．２０％以上４．１０％未満、より好ましくは、３．２０％以上３．８０％未満の範囲内である。
〔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添加できる元素である。また、Ｐは、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。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の含有量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、溶融亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、溶融亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、Ｐの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下、好ましくは０．００５％以上０．０５０％以下の範囲内とする。
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる元素である。また、Ｐは、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。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の含有量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、溶融亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、溶融亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、Ｐの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下、好ましくは０．００５％以上０．０５０％以下の範囲内とする。
〔Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下〕
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工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を低下させる。そのため、Ｓの含有量の上限は、０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする必要がある。しかしながら、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上にする必要がある。したがって、Ｓの含有量は、０．０００１以上０．０２００％以下、好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下の範囲内とする。
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工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を低下させる。そのため、Ｓの含有量の上限は、０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする必要がある。しかしながら、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上にする必要がある。したがって、Ｓの含有量は、０．０００１以上０．０２００％以下、好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下の範囲内とする。
〔Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下〕
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。Ｎの含有量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上にする必要がある。したがって、Ｎの含有量は、０．０００５％以上０．０１００％以下、好ましくは０．００１０％以上０．００７０％以下の範囲内とする。
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。Ｎの含有量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上にする必要がある。したがって、Ｎの含有量は、０．０００５％以上０．０１００％以下、好ましくは０．００１０％以上０．００７０％以下の範囲内とする。
〔Ａｌ：０．００１％以上１．２００％以下〕
Ａｌは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、焼鈍温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。また、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。Ａｌの含有量が０．００１％に満たないとその添加効果に乏しくなるので、Ａｌの含有量の下限を０．００１％とした。しかしながら、含有量が１．２００％を超える多量の添加は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点から、Ａｌの含有量は、０．００１％以上１．２００％以下、好ましくは０．０２０％以上１．０００％以下、より好ましくは０．０３０％以上、０．８００％以下の範囲内である。
Ａｌは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、焼鈍温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。また、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。Ａｌの含有量が０．００１％に満たないとその添加効果に乏しくなるので、Ａｌの含有量の下限を０．００１％とした。しかしながら、含有量が１．２００％を超える多量の添加は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点から、Ａｌの含有量は、０．００１％以上１．２００％以下、好ましくは０．０２０％以上１．０００％以下、より好ましくは０．０３０％以上、０．８００％以下の範囲内である。
また、上記の成分に加えて、質量％でＴｉ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｗ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｏ：０．００１％以上１．０００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１０００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有させ、残部をＦｅおよび不可避的不純物とすることができる。
〔Ｔｉ：０．００５％以上０．２００％以下〕
Ｔｉは、本発明において極めて重要な添加元素である。Ｔｉは、鋼の析出強化に有効であり、フェライトの強度を向上させることで硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な穴広げ性を確保可能である。その効果はＴｉの含有量が０．００５％以上で得られる。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｔｉを添加する場合には、その含有量は、０．００５％以上０．２００％以下、好ましくは０．０１０％以上０．１００％以下の範囲内とする。
Ｔｉは、本発明において極めて重要な添加元素である。Ｔｉは、鋼の析出強化に有効であり、フェライトの強度を向上させることで硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な穴広げ性を確保可能である。その効果はＴｉの含有量が０．００５％以上で得られる。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｔｉを添加する場合には、その含有量は、０．００５％以上０．２００％以下、好ましくは０．０１０％以上０．１００％以下の範囲内とする。
〔Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｗ：０．００５％以上０．５００％以下〕
Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれの含有量を０．００５％以上とすることによって得られる。また、Ｔｉ添加の効果と同様に、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な穴広げ性を確保可能である。その効果は、Ｎｂ、Ｖ、Ｗそれぞれの含有量が０．００５％以上で得られる。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１００％、Ｖ、Ｗの含有量が０．５％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量は、０．００５％以上０．２００％以下、好ましくは０．０１０％以上０．１００％以下の範囲内とする。また、Ｖ、Ｗを添加する場合は、その含有量は、０．００５％以上０．５００％以下の範囲内とする。
Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれの含有量を０．００５％以上とすることによって得られる。また、Ｔｉ添加の効果と同様に、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な穴広げ性を確保可能である。その効果は、Ｎｂ、Ｖ、Ｗそれぞれの含有量が０．００５％以上で得られる。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１００％、Ｖ、Ｗの含有量が０．５％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量は、０．００５％以上０．２００％以下、好ましくは０．０１０％以上０．１００％以下の範囲内とする。また、Ｖ、Ｗを添加する場合は、その含有量は、０．００５％以上０．５００％以下の範囲内とする。
〔Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下〕
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な穴広げ性を確保可能である。その効果は、Ｂの含有量が０．０００３％以上で得られる。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると成形性が低下する。従って、Ｂを添加する場合、その含有量は、０．０００３％以上０．００５０％以下、好ましくは０．０００５％以上０．００３０％以下の範囲内とする。
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な穴広げ性を確保可能である。その効果は、Ｂの含有量が０．０００３％以上で得られる。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると成形性が低下する。従って、Ｂを添加する場合、その含有量は、０．０００３％以上０．００５０％以下、好ましくは０．０００５％以上０．００３０％以下の範囲内とする。
〔Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下〕
Ｎｉ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、さらに、固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素である。その効果は、Ｎｉの含有量が０．００５％以上で得られる。一方、含有量１．０００％を超えて添加すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｎｉを添加する場合には、Ｎｉの含有量は、０．００５％以上１．０００％以下の範囲内とする。
Ｎｉ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、さらに、固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素である。その効果は、Ｎｉの含有量が０．００５％以上で得られる。一方、含有量１．０００％を超えて添加すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｎｉを添加する場合には、Ｎｉの含有量は、０．００５％以上１．０００％以下の範囲内とする。
〔Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下〕
Ｃｒ、Ｍｏは、鋼の強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので、必要に応じて添加することができる。その効果は、Ｃｒの含有量が０．００５％以上、Ｍｏの含有量が０．００５％％以上で得られる。しかしながら、Ｃｒについては含有量１．０００％、Ｍｏについては含有量１．０００％を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、これらの元素を添加する場合には、Ｃｒの含有量は、０．００５％以上１．０００％以下の範囲内、Ｍｏの含有量は、０．００５％以上１．０００％以下の範囲内とする。
Ｃｒ、Ｍｏは、鋼の強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので、必要に応じて添加することができる。その効果は、Ｃｒの含有量が０．００５％以上、Ｍｏの含有量が０．００５％％以上で得られる。しかしながら、Ｃｒについては含有量１．０００％、Ｍｏについては含有量１．０００％を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、これらの元素を添加する場合には、Ｃｒの含有量は、０．００５％以上１．０００％以下の範囲内、Ｍｏの含有量は、０．００５％以上１．０００％以下の範囲内とする。
〔Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下〕
Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。その効果は、Ｃｕの含有量が０．００５％以上で得られる。一方、含有量１．０００％を超えて添加すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｕの含有量は、０．００５％以上１．０００％以下の範囲内とする。
Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。その効果は、Ｃｕの含有量が０．００５％以上で得られる。一方、含有量１．０００％を超えて添加すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、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、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｕの含有量は、０．００５％以上１．０００％以下の範囲内とする。
〔Ｓｎ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｓｂ：０．００５％以上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、必要に応じて添加する。このような窒化や酸化を抑制することによって、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抑制され、強度や材質安定性の確保に有効である。一方で、これらいずれの元素についても、含有量０．２００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。従って、ＳｎおよびＳｂを添加する場合には、その含有量はそれぞれ、０．００２％以上０．２００％以下の範囲内とする。
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、必要に応じて添加する。このような窒化や酸化を抑制することによって、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抑制され、強度や材質安定性の確保に有効である。一方で、これらいずれの元素についても、含有量０．２００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。従って、ＳｎおよびＳｂを添加する場合には、その含有量はそれぞれ、０．００２％以上０．２００％以下の範囲内とする。
〔Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下〕
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。加えて、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することで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、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。一方で、Ｔａを過剰に添加しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストが増加する。従って、Ｔａを添加する場合には、Ｔａの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下の範囲内とする。
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。加えて、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することで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、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。一方で、Ｔａを過剰に添加しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストが増加する。従って、Ｔａを添加する場合には、Ｔａの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下の範囲内とする。
〔Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下〕
Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ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、それぞれ０．０００５％以上の含有量が必要である。しかしながら、それぞれ含有量０．００５０％を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥等を引き起こす。従って、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭを添加する場合は、その含有量はそれぞれ、０．０００５％以上０．００５０％以下の範囲内とする。
Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ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、それぞれ０．０００５％以上の含有量が必要である。しかしながら、それぞれ含有量０．００５０％を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥等を引き起こす。従って、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭを添加する場合は、その含有量はそれぞれ、０．０００５％以上０．００５０％以下の範囲内とする。
（２）次に、本発明に係る高強度鋼板のミクロ組織について説明する。
〔フェライトの面積率：３５％以上８０％以下〕
十分な延性を確保するため、フェライトの面積率を３５％以上にする必要がある。また、９８０ＭＰａ以上の強度確保のため、軟質なフェライトの面積率を８０％以下にする必要がある。フェライトの面積率は、好ましくは４０％以上７５％以下の範囲内である。
十分な延性を確保するため、フェライトの面積率を３５％以上にする必要がある。また、９８０ＭＰａ以上の強度確保のため、軟質なフェライトの面積率を８０％以下にする必要がある。フェライトの面積率は、好ましくは４０％以上７５％以下の範囲内である。
〔マルテンサイトの面積率：５％以上３５％以下〕
９８０ＭＰａ以上のＴＳを達成するためには、マルテンサイトの面積率を５％以上にする必要がある。また、良好な延性を確保するためには、マルテンサイトの面積率を３５％以下にする必要がある。マルテンサイトの面積率は、好ましくは５％以上３０％以下の範囲内である。
９８０ＭＰａ以上のＴＳを達成するためには、マルテンサイトの面積率を５％以上にする必要がある。また、良好な延性を確保するためには、マルテンサイトの面積率を３５％以下にする必要がある。マルテンサイトの面積率は、好ましくは５％以上３０％以下の範囲内である。
〔焼戻しマルテンサイトの面積率：０％以上５％以下〕
焼戻しマルテンサイトは良好な穴広げ性を確保するために必要である。また、９８０ＭＰa以上のＴＳを達成するためには焼戻しマルテンサイトの面積率を５％以下にする必要がある。焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは０％以上３％以下の範囲内である。なお、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４の位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各組織（フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均化して求めた。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、マルテンサイトは白色の組織、焼戻しマルテンサイトは白色のマルテンサイトの内部に灰色の内部構造を有する組織を呈している。
焼戻しマルテンサイトは良好な穴広げ性を確保するために必要である。また、９８０ＭＰa以上のＴＳを達成するためには焼戻しマルテンサイトの面積率を５％以下にする必要がある。焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは０％以上３％以下の範囲内である。なお、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４の位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各組織（フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均化して求めた。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、マルテンサイトは白色の組織、焼戻しマルテンサイトは白色のマルテンサイトの内部に灰色の内部構造を有する組織を呈している。
〔残留オーステナイトの体積率：８％以上〕
十分な延性を確保するため、残留オーステナイトの体積率を８％以上にする必要がある。残留オーステナイトの堆積率は、好ましくは１２％以上の範囲内である。なお、残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚１/４の位置から０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によってさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面およびｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面の回折ピークの各々の積分強度比を測定し、得られた９つの積分強度比を平均化して求めた。
十分な延性を確保するため、残留オーステナイトの体積率を８％以上にする必要がある。残留オーステナイトの堆積率は、好ましくは１２％以上の範囲内である。なお、残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚１/４の位置から０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によってさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面およびｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面の回折ピークの各々の積分強度比を測定し、得られた９つの積分強度比を平均化して求めた。
〔フェライトの平均結晶粒径：６μｍ以下〕
フェライトの結晶粒の微細化は、ＴＳの向上に寄与する。そのため、所望のＴＳを確保するため、フェライトの平均結晶粒径を６μｍ以下にする必要がある。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは５μｍ以下の範囲内である。
フェライトの結晶粒の微細化は、ＴＳの向上に寄与する。そのため、所望のＴＳを確保するため、フェライトの平均結晶粒径を６μｍ以下にする必要がある。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは５μｍ以下の範囲内である。
〔残留オーステナイトの平均結晶粒径：３μｍ以下〕
残留オーステナイトの結晶粒の微細化は延性と穴広げ性の向上に寄与する。そのため、良好な延性および穴広げ性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を３μｍ以下にする必要がある。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、好ましくは２．５μｍ以下の範囲内である。なお、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、フェライト粒、マルテンサイト粒、残留オーステナイト粒の各々の面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。また、マルテンサイトと残留オーステナイトは、ＥＢＳＤ（Electron Backscattered Diffraction）のＰｈａｓｅ Ｍａｐによって識別した。
残留オーステナイトの結晶粒の微細化は延性と穴広げ性の向上に寄与する。そのため、良好な延性および穴広げ性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を３μｍ以下にする必要がある。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、好ましくは２．５μｍ以下の範囲内である。なお、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、フェライト粒、マルテンサイト粒、残留オーステナイト粒の各々の面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。また、マルテンサイトと残留オーステナイトは、ＥＢＳＤ（Electron Backscattered Diffraction）のＰｈａｓｅ Ｍａｐによって識別した。
〔塊状オーステナイトの面積率をラス状オーステナイトと塊状オーステナイトの面積率の和で除した値が０．６以上〕
塊状オーステナイトの面積率は、穴広げ性の向上に寄与する。そのため、良好な穴広げ性を確保するためには、塊状オーステナイトの面積率をラス状オーステナイトと塊状オーステナイトの面積率の和で除した値を０．６以上にする必要がある。塊状オーステナイトの面積率をラス状オーステナイトと塊状オーステナイトの面積率の和で除した値は、好ましくは０．８以上の範囲内である。ここでいう塊状オーステナイトとは、長軸と短軸のアスペクト比が２．０未満のものであり、ラス状オーステナイとトは２．０以上のものを指す。なお、残留オーステナイトのアスペクト比は、Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ｅｌｅｍｅｎｔｓ １３を用いて、残留オーステナイト粒に外接する楕円を描画し、その長軸長さを短軸長さで除することで算出した。
塊状オーステナイトの面積率は、穴広げ性の向上に寄与する。そのため、良好な穴広げ性を確保するためには、塊状オーステナイトの面積率をラス状オーステナイトと塊状オーステナイトの面積率の和で除した値を０．６以上にする必要がある。塊状オーステナイトの面積率をラス状オーステナイトと塊状オーステナイトの面積率の和で除した値は、好ましくは０．８以上の範囲内である。ここでいう塊状オーステナイトとは、長軸と短軸のアスペクト比が２．０未満のものであり、ラス状オーステナイとトは２．０以上のものを指す。なお、残留オーステナイトのアスペクト比は、Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ｅｌｅｍｅｎｔｓ １３を用いて、残留オーステナイト粒に外接する楕円を描画し、その長軸長さを短軸長さで除することで算出した。
〔残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)をフェライト中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値：１．５以上〕
残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)をフェライト中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値が１．５以上であることは、本発明において極めて重要な構成案件である。良好な延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトの体積率が多い必要がある。残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)をフェライト中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値は、好ましくは２．０以上の範囲内である。残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量は、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer；電子プローブマイクロアナライザ）を用いて、板厚１／４位置における圧延方向断面の各相へのＭｎの分布状態を定量化し、３０個の残留オーステナイト粒および３０個のフェライト粒の量分析結果の平均値によって求めた。
残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)をフェライト中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値が１．５以上であることは、本発明において極めて重要な構成案件である。良好な延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトの体積率が多い必要がある。残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)をフェライト中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値は、好ましくは２．０以上の範囲内である。残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量は、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer；電子プローブマイクロアナライザ）を用いて、板厚１／４位置における圧延方向断面の各相へのＭｎの分布状態を定量化し、３０個の残留オーステナイト粒および３０個のフェライト粒の量分析結果の平均値によって求めた。
〔残留オーステナイト中のＣの平均含有量(質量％)をフェライト中のＣの平均含有量(質量％)で除した値：３．０以上〕
残留オーステナイト中のＣの平均含有量(質量％)をフェライト中のＣの平均含有量(質量％)で除した値が３．０以上であることは、本発明において極めて重要な構成案件である。良好な延性を確保するためには、Ｃが濃化した安定な残留オーステナイトの体積率が多い必要がある。残留オーステナイト中のＣの平均含有量(質量％)をフェライト中のＣの平均含有量(質量％)で除した値は、好ましくは５．０以上の範囲内である。残留オーステナイト中のＣの平均含有量は、ＥＰＭＡを用いて、板厚１／４の位置における圧延方向断面の各相へのＣの分布状態を定量化し、３０個の残留オーステナイト粒および３０個のフェライト粒の量分析結果の平均値によって求めた。
残留オーステナイト中のＣの平均含有量(質量％)をフェライト中のＣの平均含有量(質量％)で除した値が３．０以上であることは、本発明において極めて重要な構成案件である。良好な延性を確保するためには、Ｃが濃化した安定な残留オーステナイトの体積率が多い必要がある。残留オーステナイト中のＣの平均含有量(質量％)をフェライト中のＣの平均含有量(質量％)で除した値は、好ましくは５．０以上の範囲内である。残留オーステナイト中のＣの平均含有量は、ＥＰＭＡを用いて、板厚１／４の位置における圧延方向断面の各相へのＣの分布状態を定量化し、３０個の残留オーステナイト粒および３０個のフェライト粒の量分析結果の平均値によって求めた。
本発明に係る高強度鋼板のミクロ組織には、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外に、ベイナイト、焼戻しベイナイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物が、面積率で１０％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
（３）次に、本発明に係る高強度鋼板の製造条件について説明する。
〔鋼スラブの加熱温度〕
特に限定はしないが、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下の温度域内にすることが好ましい。鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的にえられる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させる必要がある。鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な固溶が困難であり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する等の問題が生じる。そのため、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。また、スラブ表層の気泡、偏析等の欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大するため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にする必要がある。鋼スラブの加熱温度は、より好ましくは１１５０℃以上１２５０℃以下の温度域内とする。
特に限定はしないが、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下の温度域内にすることが好ましい。鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的にえられる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させる必要がある。鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な固溶が困難であり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する等の問題が生じる。そのため、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。また、スラブ表層の気泡、偏析等の欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大するため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にする必要がある。鋼スラブの加熱温度は、より好ましくは１１５０℃以上１２５０℃以下の温度域内とする。
鋼スラブは、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等によって製造することも可能である。また、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・直接圧延等の省エネルギープロセスも問題なく適用できる。また、鋼スラブは通常の条件で粗圧延によってシートバーとされるが、加熱温度を低目にした場合は、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等を用いてシートバーを加熱することが好ましい。
〔熱間圧延の仕上げ圧延出側温度:７５０℃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って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、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、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残り等が一部に存在すると、延性や穴広げ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ圧延出側温度が７５０℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなる。また、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなり、フェライトの平均結晶粒径が粗大化、さらに異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性(材質安定性)が損なわれるだけでなく、強度および延性の確保が困難となる。従って、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は、７５０℃以上１０００℃以下、好ましくは８００℃以上９５０℃以下の温度域内とする。
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延によって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、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、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残り等が一部に存在すると、延性や穴広げ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ圧延出側温度が７５０℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなる。また、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなり、フェライトの平均結晶粒径が粗大化、さらに異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性(材質安定性)が損なわれるだけでなく、強度および延性の確保が困難となる。従って、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は、７５０℃以上１０００℃以下、好ましくは８００℃以上９５０℃以下の温度域内とする。
〔熱間圧延後のコイル内平均巻き取り温度：３００℃以上７５０℃以下〕
熱間圧延後のコイル内平均巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延鋼板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、最終焼鈍板の所望の強度および延性の確保が困難となる。一方、熱間圧延後のコイル内平均巻き取り温度が３００℃未満では、熱延鋼板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。従って、熱間圧延後のコイル内平均巻き取り温度は、３００℃以上７５０℃以下、好ましくは４００℃以上６５０℃以下の温度域内とする。なお、熱間圧延時に粗圧延鋼板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延鋼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、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．２５以上０．１０以下の範囲内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。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の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
熱間圧延後のコイル内平均巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延鋼板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、最終焼鈍板の所望の強度および延性の確保が困難となる。一方、熱間圧延後のコイル内平均巻き取り温度が３００℃未満では、熱延鋼板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。従って、熱間圧延後のコイル内平均巻き取り温度は、３００℃以上７５０℃以下、好ましくは４００℃以上６５０℃以下の温度域内とする。なお、熱間圧延時に粗圧延鋼板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延鋼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、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．２５以上０．１０以下の範囲内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。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の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
〔Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持〕
Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持することは、本発明において、極めて重要な発明構成案件である。Ａｃ１変態点未満の温度域内およびＡｃ１変態点+１５０℃を越える温度域内および２１６００ｓ未満で保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が十分に進行せず、最終焼鈍後に十分な残留オーステナイトの体積率の確保が困難となり、鋼の延性が低下する。また、保持する時間は１２９６００ｓ以下が好ましい。１２９６００ｓを超えて保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が飽和し、最終焼鈍後の延性への効き代が小さくなるだけでなく、コストアップにつながる可能性がある。なお、熱処理方法は連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、前記の熱処理後、鋼を室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷等のいずれの冷却でも構わない。また、酸洗処理を施す場合は常法でよい。
Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持することは、本発明において、極めて重要な発明構成案件である。Ａｃ１変態点未満の温度域内およびＡｃ１変態点+１５０℃を越える温度域内および２１６００ｓ未満で保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が十分に進行せず、最終焼鈍後に十分な残留オーステナイトの体積率の確保が困難となり、鋼の延性が低下する。また、保持する時間は１２９６００ｓ以下が好ましい。１２９６００ｓを超えて保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が飽和し、最終焼鈍後の延性への効き代が小さくなるだけでなく、コストアップにつながる可能性がある。なお、熱処理方法は連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、前記の熱処理後、鋼を室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷等のいずれの冷却でも構わない。また、酸洗処理を施す場合は常法でよい。
〔Ａｃ１変態点以上の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持〕
冷間圧延後、必要に応じて、Ａｃ1変態点以上の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持する焼鈍処理を行う。Ａｃ1変態点未満の温度域内、２０ｓ未満で保持する場合、および９００ｓを越えて保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が十分に進行せず、最終焼鈍後に十分な残留オーステナイトの体積率の確保が困難となり、鋼の延性が低下する。
冷間圧延後、必要に応じて、Ａｃ1変態点以上の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持する焼鈍処理を行う。Ａｃ1変態点未満の温度域内、２０ｓ未満で保持する場合、および９００ｓを越えて保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が十分に進行せず、最終焼鈍後に十分な残留オーステナイトの体積率の確保が困難となり、鋼の延性が低下する。
〔Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持〕
Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持することは、本発明において、極めて重要な発明構成案件である。Ａｃ１変態点未満の温度域内および２０ｓ未満保持する場合、昇温中に形成される炭化物が溶け残り、十分な体積率の残留オーステナイトの確保が困難となり、鋼の延性が低下する。また、フェライトの面積率が増加し、強度の確保が困難となる。一方、Ａｃ１変態点＋１５０℃を超える温度域内および９００ｓを越えて保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が十分に進行せず、延性確保のための十分な体積率の残留オーステナイトを得ることができない。さらに、マルテンサイトの面積率が増加し、高強度化し、延性の確保が困難となる。温度域の上限は、好ましくはＡｃ1変態点＋１００℃以下である。
Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持することは、本発明において、極めて重要な発明構成案件である。Ａｃ１変態点未満の温度域内および２０ｓ未満保持する場合、昇温中に形成される炭化物が溶け残り、十分な体積率の残留オーステナイトの確保が困難となり、鋼の延性が低下する。また、フェライトの面積率が増加し、強度の確保が困難となる。一方、Ａｃ１変態点＋１５０℃を超える温度域内および９００ｓを越えて保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が十分に進行せず、延性確保のための十分な体積率の残留オーステナイトを得ることができない。さらに、マルテンサイトの面積率が増加し、高強度化し、延性の確保が困難となる。温度域の上限は、好ましくはＡｃ1変態点＋１００℃以下である。
〔めっき処理を施すこと〕
溶融亜鉛めっき処理を施すときは、焼鈍処理を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の温度域内の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。なお、溶融亜鉛めっき浴としては、Ａｌの含有量が０．０８％以上０．３０％以下の範囲内にある溶融亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す。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、所望の残留オーステナイトの体積率を確保できず、鋼の延性が低下する場合がある。したがって、溶融亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。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、上記の焼鈍処理は、連続焼鈍設備で行うことが好ましい。また、焼鈍、溶融亜鉛めっき、溶融亜鉛めっきの合金化処理等の一連の処理は、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。
溶融亜鉛めっき処理を施すときは、焼鈍処理を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の温度域内の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。なお、溶融亜鉛めっき浴としては、Ａｌの含有量が０．０８％以上０．３０％以下の範囲内にある溶融亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す。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、所望の残留オーステナイトの体積率を確保できず、鋼の延性が低下する場合がある。したがって、溶融亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。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、上記の焼鈍処理は、連続焼鈍設備で行うことが好ましい。また、焼鈍、溶融亜鉛めっき、溶融亜鉛めっきの合金化処理等の一連の処理は、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。
なお、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するときは、めっき直前の熱処理より前（例えば熱間圧延巻取後と１回目の熱処理の間、めっき直前の熱処理（３回目の熱処理）とその１つ前の熱処理（２回目の熱処理）の間）に、酸洗処理を施すことによって、最終的に良好なめっき品質が得られる。これは、めっき処理直前の表面に酸化物が存在することが抑制され、その酸化物による不めっきが抑えられるためである。さらに詳細に述べると、熱処理時に易酸化元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ等）が鋼板表面に酸化物を作り濃化するため、熱処理後の鋼板表面（酸化物直下）に易酸化元素の欠乏層が形成され、その後の酸洗処理で易酸化元素による酸化物を除去すると、鋼板表面には易酸化元素の欠乏層が現れ、その後の３回目熱処理時に易酸化元素の表面酸化が抑制されるためである。
また、上記の「高強度鋼板」、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」に、形状矯正や表面粗度の調整等を目的としてスキンパス圧延を行うことができる。スキンパス圧延の圧下率は、０．１％以上２．０％以下の範囲内にあることが好ましい。０．１％未満の圧下率では効果が小さく、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、圧下率が２．０％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。なお、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圧延を行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。また、樹脂や油脂コーティング等の各種塗装処理を施すこともできる。
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からなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２５０℃まで再加熱した後、表２に示す条件で熱間圧延、Ａｃ１変態点以上で焼鈍、冷間圧延、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下焼鈍した後、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得て、さらに、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）を得た。溶融亜鉛めっき浴は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）では、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）では、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６５℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度が９質量％以上１２質量％以下の範囲内になるように調整した。得られた鋼板の断面ミクロ組織、引張特性、穴広げ性、化成処理性、めっき性を評価した。評価結果を表３に示す。
なお、Ａｃ１変態点とＡｃ３変態点は以下の式を用いて求めた。
Ａｃ１変態点（℃）
＝７５１−１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）−２８×（％Ｍｎ）−５．５×（％Ｃｕ）
−１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
＝７５１−１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）−２８×（％Ｍｎ）−５．５×（％Ｃｕ）
−１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
Ａｃ３変態点（℃）
＝９１０−２０３√（％Ｃ）＋４５×（％Ｓｉ）−３０×（％Ｍｎ）−２０×（％Ｃｕ）
−１５×（％Ｎｉ）＋１１×（％Ｃｒ）＋３２×（％Ｍｏ）＋１０４×（％Ｖ）＋４００
×（％Ｔｉ）＋２００×（％Ａｌ）
＝９１０−２０３√（％Ｃ）＋４５×（％Ｓｉ）−３０×（％Ｍｎ）−２０×（％Ｃｕ）
−１５×（％Ｎｉ）＋１１×（％Ｃｒ）＋３２×（％Ｍｏ）＋１０４×（％Ｖ）＋４００
×（％Ｔｉ）＋２００×（％Ａｌ）
ここで、（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｍｎ）、（％Ｎｉ）、（％Ｃｕ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｏ）、（％Ｖ）、（％Ｔｉ）、（％Ａｌ）は、それぞれの元素の含有量（質量％）である。
引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強さ）、ＥＬ（全伸び）を測定した。また、機械的特性は下記の場合を良好と判断した。
ＴＳ９８０ＭＰａ以上１０８０ＭＰａ未満 ＥＬ≧２０％
ＴＳ１０８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満 ＥＬ≧１６％
ＴＳ１１８０ＭＰａ以上１２７０ＭＰａ未満 ＥＬ≧１２％
（板厚１．２ｍｍ以上１．８ｍｍ以下）
ＴＳ１０８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満 ＥＬ≧１６％
ＴＳ１１８０ＭＰａ以上１２７０ＭＰａ未満 ＥＬ≧１２％
（板厚１．２ｍｍ以上１．８ｍｍ以下）
穴広げ性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して評価した。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランス１２％±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜くか、またはリーマ加工によって直径１０ｍｍの穴に削り広げた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎで抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から限界穴広げ率λ（％）を求め、この限界穴広げ率λの値から穴広げ性を評価した。ここで、リーマ加工とは、ドリルによって加工された内径を、切れ刃部で所定の穴寸法に削り広げ、さらに加工面をマージン部で擦り潰しながら仕上げを行うことである。
限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本発明では、ＴＳ範囲ごとに下記の場合を良好と判断した。
ＴＳ９８０ＭＰａ以上１０８０ＭＰａ未満 （打ち抜き）λ≧１５％、（リーマ加工）λ≧４０％
ＴＳ１０８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満 （打ち抜き）λ≧１２％、（リーマ加工）λ≧３５％
ＴＳ１１８０ＭＰａ以上１２７０ＭＰａ未満 （打ち抜き）λ≧１０％、（リーマ加工）λ≧３０％
ＴＳ１０８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満 （打ち抜き）λ≧１２％、（リーマ加工）λ≧３５％
ＴＳ１１８０ＭＰａ以上１２７０ＭＰａ未満 （打ち抜き）λ≧１０％、（リーマ加工）λ≧３０％
化成処理性は、得られた冷延鋼板に対して、日本パーカライジング社製の化成処理液（パルボンドＬ３０８０（登録商標））を用いて下記方法で化成処理を行うことによって化成被膜を形成することにより評価した。具体的には、まず、得られた冷延鋼板を、日本パーカライジング社製の脱脂液ファインクリーナ（登録商標）を用いて脱脂した後、水洗した。次に、日本パーカライジング社製の表面調整液プレパレンＺ（登録商標）を用いて３０秒間の表面調整を行なった。表面調整した冷延鋼板を、４３℃の化成処理液（パルボンドＬ３０８０）に１２０秒間浸漬し、その後、水洗し、温風で乾燥した。こうして、冷延鋼板に化成処理を施した。化成処理後の冷延鋼板の表面について、ＳＥＭを用いて倍率５００倍で無作為に５視野を観察した。化成被膜が生成されていない領域（スケ）の面積率［％］を画像処理によって求め、求めた面積率によって以下の評価をした。評点４または評点５であれば化成処理性が良好と言える。なかでも、評点５であることが好ましい。
評点５ ： ５％以下
評点４ ： ５％超１０％以下
評点３ ： １０％超２５％以下
評点２ ： ２５％超４０％以下
評点１ ： ４０％超
評点４ ： ５％超１０％以下
評点３ ： １０％超２５％以下
評点２ ： ２５％超４０％以下
評点１ ： ４０％超
めっき性は、外観によって評価した。不めっき、合金化むら、その他の表面品質を損なう欠陥等の外観不良がなく、適切な表面品質が確保されている場合を○、特に色調のむら等もなく優れた外観を有する場合を◎、一部軽微な欠陥が見られる場合を△、多くの表面欠陥が見られた場合を×と判定した。
表３から明らかなように、本発明例では、いずれも９８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、成形性に優れた高強度鋼板が得られた。一方、比較例では、ＴＳ、ＥＬ、λ、化成処理性、めっき性の少なくとも一つの特性が劣っていた。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有し、かつ優れた成形性を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することができる。
Claims (7)
- 成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、Ｍｎ：３．１０％以上４．２０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．２００％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、面積率で、フェライトが３５％以上８０％以下、マルテンサイトが５％以上３５％以下であり、焼戻しマルテンサイトが０％以上５％以下であり、体積率で残留オーステナイトが８％以上であり、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、及び残留オーステナイト以外の残部組織が面積率で１０％以下であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であり、かつ塊状オーステナイトの面積率をラス状オーステナイトと塊状オーステナイトの面積率の和で除した値が０．６以上であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)をフェライト中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値が１．５以上であり、かつ前記残留オーステナイト中のＣの平均含有量(質量％)をフェライト中のＣの平均含有量(質量％)で除した値が３．０以上であることを特徴とする高強度鋼板。 - 請求項１に記載の高強度鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｗ:０．００５％以上０．５００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ:０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高強度鋼板。
- 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記高強度鋼板の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の温度域内で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下の温度域内で巻き取り、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却するステップを含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記高強度鋼板の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の温度域内で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下の温度域内で巻き取り、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施すステップを含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記高強度鋼板の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の温度域内で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下の温度域内で巻き取り、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で合金化処理を施すステップを含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記高強度鋼板の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の温度域内で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下の温度域内で巻き取り、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点以上の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、次いで酸洗処理し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施すステップを含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記高強度鋼板の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の温度域内で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下の温度域内で巻き取り、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００ｓ超保持し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点以上の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、次いで酸洗処理し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０ｓ以上９００ｓ以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、さらに、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で合金化処理を施すステップを含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
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| DE60025711T2 (de) | 1999-04-21 | 2006-09-14 | Jfe Steel Corp. | Hochfeste heisstauchzinkbeschichtete stahlplatte mit hervorragenden duktilitätseigenschaften und verfahren zu deren herstellung |
| JP3587116B2 (ja) * | 2000-01-25 | 2004-11-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| EP1365037B1 (en) * | 2001-01-31 | 2008-04-02 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof |
| CA2387322C (en) | 2001-06-06 | 2008-09-30 | Kawasaki Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
| JP3857939B2 (ja) | 2001-08-20 | 2006-12-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法 |
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| EP2202327B1 (en) | 2007-10-25 | 2020-12-02 | JFE Steel Corporation | Method for manufacturing a high-strength galvanized steel sheet with excellent formability |
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| JP5651964B2 (ja) | 2010-02-16 | 2015-01-14 | 新日鐵住金株式会社 | 延性及び穴広げ性並びに耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP4893844B2 (ja) * | 2010-04-16 | 2012-03-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5440672B2 (ja) | 2011-09-16 | 2014-03-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| EP2772556B1 (en) | 2011-10-24 | 2018-12-19 | JFE Steel Corporation | Method for producing high-strength steel sheet having superior workability |
| TWI468534B (zh) | 2012-02-08 | 2015-01-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 高強度冷軋鋼板及其製造方法 |
| EP2816132B1 (en) | 2012-02-17 | 2016-11-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet, plated steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet |
| WO2013125400A1 (ja) * | 2012-02-22 | 2013-08-29 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP5764549B2 (ja) | 2012-03-29 | 2015-08-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 |
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