JP6705561B2 - 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、自動車分野で使用される骨格部材やエネルギー吸収部材に適用して好適な高強度鋼板およびその製造方法に関し、特に、６９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満の引張強さ（ＴＳ）を有し、成形性のみならず圧潰特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成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）の低下を招くことから、高強度と高い成形性とを併せ持つ鋼板の開発が望まれている。また、自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求もより一層高まっている。そのため、高強度と高い成形性に加え、走行中に衝突した場合の耐衝撃特性にも優れた鋼板の開発が望まれている。
ここで、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に変態するため、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鋼で熱間圧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、オーステナイト中へとＭｎを濃化させることで、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。
特開昭６１−１５７６２５号公報 特開平１−２５９１２０号公報 特開２００３−１３８３４５号公報 特許第６１７９６７４号公報
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に焼入れて等温保持する、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含有量が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量が多くなるとスポット溶接性が低下し、特に含有量が０．３％を超えるようなＣ量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いるため、深絞り性、穴広げ性、および圧潰特性については考慮していない。
また、特許文献２に記載の発明は、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しておらず、成形性に改善の余地がある。また、特許文献３に記載の鋼板は、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。さらに、特許文献４に記載の発明では、熱処理時間が短い場合、オーステナイト中へのＭｎの拡散速度が遅いため、Ｍｎの濃化が不十分であると考えられる。
本発明は、上記課題を鑑みてなされたものであり、その目的は、６９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満の引張強さを有し、かつ優れた成形性と圧潰特性を有した高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
本発明の発明者らは、上記した課題を達成し、優れた成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）と圧潰特性を有した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、本発明の発明者らは、２．００質量％以上３．１０質量％未満の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て、所定の成分組成を有する鋼スラブを再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を−５℃/時間以上−２００℃/時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、さらに、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持後、室温まで冷却することにより、面積率で、フェライトが６０．０％以上９０．０％未満、未再結晶フェライトが０％以上５．０％未満、マルテンサイトが２．０％以上２５.０％以下、炭化物が０％以上５．０％以下、ベイナイトが０％以上３．０％以下であり、体積率で残留オーステナイトが７．０％超であり、さらに、１００μｍ×1００μｍの断面視野において、結晶方位の異なる残留オーステナイトと隣接していない残留オーステナイトの個数を全残留オーステナイトの個数で除した値が０．８０以上であり、加えて、フェライトの平均結晶粒径が６．０μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であり、残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)を鋼中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値が１．５０以上である高強度鋼板の製造が可能となることが知見した。
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２．００％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．１０％未満、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６０．０％以上９０．０％未満、未再結晶フェライトが０％以上５．０％未満、マルテンサイトが２．０％以上２５.０％以下、炭化物が０％以上５．０％以下、ベイナイトが０％以上３．０％以下であり、体積率で残留オーステナイトが７．０％超であり、さらに、１００μｍ×1００μｍの断面視野において、結晶方位の異なる残留オーステナイトと隣接していない残留オーステナイトの個数を全残留オーステナイトの個数で除した値が０．８０未満であり、加えて、前記フェライトの平均結晶粒径が６．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)を鋼中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値が１．５０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、成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００２％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:０．０００５％以上０．５００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｎｉ：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、Ｚｒ：０．０００５％以上０．００５０％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は、上記発明において、鋼中拡散性水素が０．５０質量ｐｐｍ以下であ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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、さらに、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持後、室温まで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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃/時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、さらに、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持後、室温まで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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、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し、さらに、５０℃以上３００℃以下の温度域で１８００秒以上２５９２００秒以下保持後、室温まで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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、室温まで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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、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し、室温まで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およびその製造方法によれば、６９０ＭＰa以上９８０ＭＰa未満の引張強さを有し、成形性のみならず、圧潰特性にも優れた高強度鋼板が得られる。
図１は、本発明例の鋼組織を示すＳＥＭ写真図である。
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）まず、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、鋼の引張強さ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、所望のマルテンサイトの面積率を確保することが難しく、所望の引張強さが得られない。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、含有量０．２５０％を超えてＣを過剰に添加すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、鋼の延性が低下するだけでなく、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、鋼の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２．００％以下〕
Ｓｉは、フェライトの固溶強化によって鋼の引張強さを上昇させるために必要な元素である。また、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％に満たないとそ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２．００％を超えるＳｉの過剰な添加は、めっき品質の低下を引き起こす。そのため、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．００％以下、好ましくは０．１０％以上０．７５％以下の範囲内とする。
〔Ｍｎ：２．００％以上３．１０％未満〕
Ｍｎは、本発明において極めて重要な添加元素である。Ｍｎは、マルテンサイトの面積率を確保し、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な強度、延性と深絞り性の確保に有効であり、さらに、固溶強化によって鋼の引張強さ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２．００％以上で認められる。ただし、含有量が３．１０％以上のＭｎの過剰な添加は、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、２．００％以上３．１０％未満、好ましくは２．４０％以上３．００％以下の範囲内とする。
〔Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下〕
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の引張強さ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鋼の局部延性や穴広げ性を低下させる。そのため、Ｓの含有量は、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。
〔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、機械的特性の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。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、下限を０．００１％とした。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。しかしながら、含有量が１．２００％を超えるＡｌの多量の添加は、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％以下の範囲内とする。
また、上記の成分に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．００２％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：０．０００５％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０．１０００％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：０．００２％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。また、フェライトや残留オーステナイトの結晶粒を微細化し、良好な疲労特性が得られる。その効果は０．００２％以上の含有量で得られる。しかしながら、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、鋼の穴広げ性が低下する。したがって、Ｔｉを添加する場合には、Ｔｉの含有量は、０．００２％以上０．２００％以下、好ましくは０．００５％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０．００５％以上の含有量で得られる。また、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。また、フェライトや残留オーステナイトの結晶粒を微細化し、良好な疲労特性が得られる。その効果は、Ｎｂ、Ｗ、Ｖいずれも０．００５％以上の含有量で得られる。しかしながら、Ｎｂは含有量０．２００％、Ｖ、Ｗは含有量０．５００％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、鋼の穴広げ性が低下する。したがって、Ｎｂを添加する場合には、Ｎｂ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、Ｖ、Ｗの含有量はいずれも０．００５％以上０．５００％以下、好ましくは０．０１０％以上０．１００％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し、フェライトの結晶粒微細化効果によって鋼の穴広げ性と疲労特性を向上させる。その効果は、０．０００３％以上の含有量で得られる。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると鋼の延性が低下する。したがって、Ｂを添加する場合、Ｂ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、良好な延性と深絞り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、０．００５％以上の含有量で得られる。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、鋼の穴広げ性が低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合には、Ｎｉの含有量は、０．００５％以上１．００％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、その含有量がそれぞれ０．００５％以上で得られる。しかしながら、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、鋼の穴広げ性が低下する。したがって、これらの元素を添加する場合には、その含有量はそれぞれ、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、０．００５％以上の含有量で得られる。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、鋼の穴広げ性が低下する。したがって、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：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ：０．００２％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り、鋼板表面においてマルテンサイトの面積率が減少することを抑制できるので、鋼の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鋼の靭性の低下を招く。したがって、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鋼の高強度化に寄与する。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）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、析出強化による鋼の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、合金コストも増加する。したがって、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、鋼の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、それぞれ含有量が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。したがって、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：６０.０％以上９０.０％未満〕
良好な延性を確保するため、フェライトの面積率を６０.０％以上にする必要がある。また、６９０ＭＰａ以上の引張強さを確保するため、軟質なフェライトの面積率を９０.０％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７０％以上８５％以下の範囲内とする。
〔未再結晶フェライトの面積率：０％以上５．０％未満〕
良好な深絞り性を確保するため、未再結晶フェライトの面積率は５．０％未満にする必要がある。なお、未再結晶フェライトの面積率はできるだけ少ない方がよい。
〔マルテンサイトの面積率：２．０％以上２５.０％以下〕
６９０ＭＰａ以上の引張強さを確保するため、硬質なマルテンサイトの面積率を２．０％以上にする必要がある。また、良好な延性を確保するため、硬質なマルテンサイトの面積率を２５.０％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３．０％以上２０．０％以下の範囲内である。
〔セメンタイト等の炭化物の面積率：０％以上５.０％以下〕
十分な体積率のマルテンサイトと残留オーステナイトの確保が困難となり、引張強さが低下するだけでなく、良好な穴広げ性の確保が困難になるため、セメンタイト等の炭化物の面積率は５．０％以下にする必要がある。なお、セメンタイト等の炭化物の面積率はできるだけ少ない方がよい。セメンタイト等の炭化物の面積率は、好ましくは３.０％以下の範囲内である。
〔ベイナイトの面積率：０％以上３．０％以下〕
十分な体積率のマルテンサイトと残留オーステナイトの確保が困難となり、引張強さが低下するため、ベイナイトの面積率は３．０％以下にする必要がある。なお、ベイナイトの面積率はできるだけ少ない方がよい。また、フェライト、マルテンサイト、セメンタイト等の炭化物およびベイナイトの面積率は、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）について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で、６０μｍ×４５μｍの範囲の視野を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、セメンタイト等の炭化物およびベイナイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求めることができる。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、セメンタイト等の炭化物は微細で真っ白な組織、ベイナイトは灰色を下地とし、内部構造を有する組織を示している。また、上記の組織画像（ＳＥＭ写真）と同じ視野を後方散乱電子回折（Electron Back-Scattered Diffraction：ＥＢＳＤ）法で測定し、結晶方位差が２度以上１５度未満の境界を亜粒界とし、フェライトのうち亜粒界を含むものを未再結晶フェライトとして区別した。
〔残留オーステナイトの体積率：７％以上〕
良好な延性と深絞り性を確保するため、残留オーステナイトの体積率を７％以上にする必要がある。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは１２％以上である。
〔フェライトの平均結晶粒径：６μｍ以下〕
フェライト結晶粒の微細化は、鋼の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、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結晶粒の微細化は、鋼の延性および穴広げ性の向上に寄与する。そのため、良好な延性、穴広げ性、および圧潰特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以下である。なお、フェライトおよび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、フェライト粒および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ることができる。残留オーステナイトとマルテンサイトは、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）のＰｈａｓｅＭａｐにより識別した。
〔１００μｍ×1００μｍの断面視野において、結晶方位の異なる残留オーステナイトと隣接していない残留オーステナイトの個数を全残留オーステナイトの個数で除した値：０．８０未満〕
結晶方位の異なる残留オーステナイトと隣接していない残留オーステナイトの個数が少ないとき、鋼の圧潰特性の向上に寄与する。そのため、結晶方位の異なる残留オーステナイトと隣接していない残留オーステナイトの個数を全残留オーステナイトの個数で除した値を０．８０未満にする必要がある。結晶方位の異なる残留オーステナイトと隣接していない残留オーステナイトの個数を全残留オーステナイトの個数で除した値は、好ましくは０．７０以下である。なお、残留オーステナイトの結晶方位の識別には、ＥＢＳＤのＩＰＦ（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）Ｍａｐを用いた。また、１５°以上の方位差を有する大角粒界を結晶方位の異なる残留オーステナイトの結晶粒界と判断した。
〔残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)を鋼中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値：１．５０以上〕
残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)を鋼中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値が１．５０以上であることは、本発明において極めて重要な構成要件である。良好な延性と深絞り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％)を鋼中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値は、好ましくは１．７０以上である。なお、残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量は、ＦＥ−ＥＰＭＡ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；電界放出型電子プローブマイクロアナライザ）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Ｍｎ量分析結果の平均値により求めることができる。
〔鋼中拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下〕
良好な穴広げ性を確保するためには、鋼中拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下であることが好ましい。鋼中拡散性水素量は、より好ましくは０．３０質量ｐｐｍ以下の範囲内である。焼鈍板より長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、めっき層を研削除去後、鋼中の拡散性水素量および拡散性水素の放出ピークを測定した。放出ピークは昇温脱離分析法（Thermal Desorption Spectrometry；ＴＤＳ）で測定し、昇温速度は２００℃／ｈｒとした。なお、３００℃以下で検出された水素を拡散性水素とした。
本発明に係る高強度鋼板のミクロ組織には、フェライト、未再結晶フェライト、マルテンサイト、セメンタイト等の炭化物、ベイナイト、残留オーステナイト以外に、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、パーライトが、面積率で８％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、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、鋼の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り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や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り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（めっき品質）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、鋼の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℃未満である場合、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、未再結晶フェライトの面積率が増加し、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、鋼の延性や深絞り性や圧潰特性も低下する。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は、７５０℃以上１０００℃以下の温度域内にする必要がある。熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は、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とは、熱間圧延コイル全長の巻き取り温度の平均値である。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、最終焼鈍板の良好な穴広げ性の確保が困難となる。また、最終材の化成処理性およびめっき性が低下する。一方、熱間圧延後のコイル内平均巻き取り温度が３００℃未満である場合、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。したがって、熱間圧延後のコイル内平均巻き取り温度は、３００℃以上７５０℃以下の温度域内にする必要がある。熱間圧延後のコイル内平均巻き取り温度は、好ましくは４００℃以上６５０℃以下の温度域内とする。なお、熱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、鋼板形状および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。
〔１回目熱処理：Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持〕
Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超保持することは、本発明において極めて重要な発明構成要件である。Ａｃ１変態点未満の温度域、Ａｃ１変態点+１５０℃を越える温度域、および２１６００秒以下で保持する場合、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、鋼の延性や深絞り性が低下する。なお、１回目熱処理温度はＡｃ１変態点＋３０以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内にあることが好ましい。また、保持時間は２５９２００秒以下が好ましく、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、最終焼鈍後の延性および深絞り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。
〔１回目熱処理後の５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度：５℃／時間以上２００℃／時間以下〕
１回目熱処理中にＭｎが濃化したオーステナイトにおいても、長時間保持により粗大化したオーステナイトは５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度が２００℃／時間超の場合、パーライト変態を抑制してしまう。このパーライトは、冷間圧延後の熱処理で微細なフェライトおよび微細な残留オーステナイトになるため、鋼の延性および穴広げ性を向上させる。また、このパーライトが多い場合、最終組織の結晶方位の異なる残留オーステナイトと隣接していない残留オーステナイトの個数を減少させるため、圧潰特性を向上させる。５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度が５℃／時間未満の場合、フェライトおよび残留オーステナイトの結晶粒径が大きくなり、鋼の延性および穴広げ性が低下する。５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度は、好ましくは１０℃／時間以上１７０℃／時間以下の範囲内とする。平均冷却速度は、５５０℃から４００℃までの温度降下量１５０℃を、１５０℃温度降下に要した時間で除した値である。上記熱間圧延後、熱処理した鋼板は、必要に応じて、常法に従って、酸洗処理を施し、冷間圧延して冷延鋼板とする。特に限定はしないが、冷間圧延の圧下率は、３０％以上８５％以下の範囲内にあることが好ましい。圧下率が３０％未満では、フェライトの｛１１１｝再結晶集合組織が十分に発達せず、良好な深絞り性が得られない可能性がある。一方、圧下率が８５％を超えると、冷間圧延における負荷が増大し、通板トラブルが発生する可能性がある。
〔２回目熱処理：Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持〕
Ａｃ１変態点未満の温度域および２０秒未満で保持する場合、再結晶が十分に進行せず、未再結晶フェライトが残存する可能性が高いため、鋼の延性が低めになる場合がある。一方、９００秒を越えて保持する場合、再結晶が完了するため、最終焼鈍後の延性への効き代が小さくなる。２回目熱処理が終了した鋼板は、室温まで冷却された後、酸洗処理される。
〔２回目熱処理後の４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内の平均昇温速度：０．５℃／秒以上５０℃／秒以下〕
２回目熱処理後の４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内の平均昇温速度が０．５℃／秒未満の場合、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径が粗大となり、十分な延性および穴広げ性が得られない。一方、２回目熱処理後の４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内の平均昇温速度が５０℃／秒超の場合、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径の微細化度合は飽和する。
〔３回目熱処理：Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０秒以上９００秒以下保持〕
Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒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要件である。Ａｃ１変態点未満の温度域および２０秒未満で保持する場合、昇温中に形成される炭化物が溶け残り、十分な体積率のマルテンサイトと残留オーステナイトの確保が困難となり、鋼の強度が低下する。また、Ａｃ１変態点＋１５０℃を超える温度域では、マルテンサイトの面積率が過大、フェライトの面積率および残留オーステナイトの体積分率の確保が困難になることに加え、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径が粗大になり、十分な延性および穴広げ性を得ることができない。また、化成処理性およびめっき性も低下する。保持する温度域は、好ましくはＡｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の範囲内である。さらに、９００秒を越えて保持する場合、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径が粗大となり、十分な延性および穴広げ性が得られない。また、化成処理性およびめっき性も低下する。
〔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０．１８％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、鋼の延性と深絞り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。
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り、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。
〔４回目熱処理：５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持〕
必要に応じて、最後の熱処理として４回目の熱処理を行う。溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施した場合は、該めっき処理を施した後にこの４回目の熱処理を行う。５０℃未満の温度域または１８００秒未満で保持する場合、鋼中拡散性水素が鋼板から放出されないため、鋼の穴広げ性が低下する可能性がある。一方、３００℃超の温度域または２５９２００秒超保持する場合、残留オーステナイトの分解によって十分な体積率の残留オーステナイトが得られず、鋼の延性が低下する。
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、上記の「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に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％以下の範囲内とすることが好ましい。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表２に示す条件で熱間圧延、酸洗、１回目熱処理、冷間圧延、各条件で焼鈍した後、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得て、さらに、溶融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濃度を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、深絞り性、穴広げ性、圧潰特性、化成処理性、およびめっき性を評価した。評価結果を以下の表３に示す。
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）
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）
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。
・ＴＳ６９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満 ＥＬ≧２７％
・ＴＳ７８０ＭＰａ以上８８０ＭＰａ未満 ＥＬ≧２４％
・ＴＳ８８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満 ＥＬ≧２１％
深絞り試験は、円筒絞り試験を行い、限界絞り比（ＬＤＲ）により深絞り性を評価した。円筒深絞り試験には、直径３３ｍｍφの円筒ポンチを用い、例えば板厚１．２ｍｍ材ではダイス径が３６．６ｍｍの金型を用いた（その他の板厚の場合は後述）。試験は、１．５ｔｏｎ（１４．７１ｋＮ）のしわ押さえ力で行った。めっき状態等によって表面の摺動状態が変わるため、表面の摺動状態が試験に影響しないように、サンプルとダイスとの間にポリエチレンシートを置いて高潤滑条件で試験を行なった。ブランク径を１ｍｍピッチで変化させ、破断せず絞りぬけたブランク径Ｄとポンチ径ｄとの比（Ｄ／ｄ）をＬＤＲとした。なお、ＬＤＲ≧２．００の場合に、深絞り性が良好であると判定した。また、深絞り成形試験（円筒絞り試験）に用いた金型のダイス径は、鋼板の板厚毎に次のとおりとした。
・板厚０．８ｍｍ材・・・金型のダイス径：３５．４ｍｍ
・板厚１．０ｍｍ材・・・金型のダイス径：３６．０ｍｍ
・板厚１．２ｍｍ材・・・金型のダイス径：３６．６ｍｍ
・板厚１．４ｍｍ材・・・金型のダイス径：３７．２ｍｍ
・板厚１．６ｍｍ材・・・金型のダイス径：３７．８ｍｍ
・板厚１．８ｍｍ材・・・金型のダイス径：３８．４ｍｍ
・板厚２．０ｍｍ材・・・金型のダイス径：３９．０ｍｍ
・板厚２．３ｍｍ材・・・金型のダイス径：３９．９ｍｍ
穴広げ性は、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の穴を打ち抜くか、またはリーマ加工により直径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、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。なお、リーマ加工とは、ドリルにより加工された内径を、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範囲毎に下記の場合を良好と判断した。
・ＴＳ６９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満 （打ち抜き）λ≧２５％、（リーマ加工）λ≧４５％
・ＴＳ７８０ＭＰａ以上８８０ＭＰａ未満 （打ち抜き）λ≧２０％、（リーマ加工）λ≧４０％
・ＴＳ８８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満 （打ち抜き）λ≧１５％、（リーマ加工）λ≧３５％
圧潰特性は、以下に示すとおり軸圧潰試験を実施し、その変形状況で判定した。すなわち、まず、曲げ加工によりハット型の断面形状に成形し、同じ種類の鋼板を背板としてスポット溶接により接合した。次に、軸方向に時速６０ｋｍ相当の速度で１００ｋｇｆの錘を衝突させ、圧潰した。その後、部材の変形状況を目視で観察し、割れなく蛇腹状に潰れる場合を◎、割れないが蛇腹状がややいびつな場合を〇、やや割れが発生し蛇腹状もややいびつな場合を△、割れが発生し、蛇腹状に潰れない場合を×と判定した。
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なうことにより化成被膜を形成し、化成処理性を評価した。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、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［％］を画像処理により求め、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
めっき性は、外観により評価した。不めっき、合金化むら、その他の表面品質を損なう欠陥などの外観不良がなく、適切な表面品質が確保されている場合を○、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。
本発明例の鋼板は、いずれも６９０ＭＰa以上９８０ＭＰa未満のＴＳを有し、成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）のみならず、圧潰特性にも優れていた。なお、図１は、本発明例２０の鋼組織を示すＳＥＭ写真図である。これに対して、比較例では、ＴＳ、ＥＬ、ＬＤＲ、λ、圧潰形態および化成処理性またはめっき品質の少なくとも一つの特性が劣っていた。
本発明によれば、６９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満のＴＳ（引張強さ）を有し、かつ優れた成形性と圧潰特性を有した高強度鋼板およびその製造方法を提供できる。

Claims (9)

  1. 成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．１０％未満、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６０．０％以上９０．０％未満、未再結晶フェライトが０％以上５．０％未満、マルテンサイトが２．０％以上２５.０％以下、炭化物が０％以上５．０％以下、ベイナイトが０％以上３．０％以下であり、体積率で残留オーステナイトが７．０％超であり、フェライト、未再結晶フェライト、マルテンサイト、炭化物、ベイナイト、及び残留オーステナイト以外の残部組織が面積率で８％以下であり、さらに、１００μｍ×1００μｍの断面視野において、結晶方位の異なる残留オーステナイトと隣接していない残留オーステナイトの個数を全残留オーステナイトの個数で除した値が０．８０未満であり、加えて、前記フェライトの平均結晶粒径が６．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの平均含有量(質量％)を鋼中のＭｎの平均含有量(質量％)で除した値が１．５０以上であることを特徴とする高強度鋼板。
  2. 請求項１に記載の高強度鋼板であって、成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００２％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:０．０００５％以上０．５００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｎｉ：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、Ｚｒ：０．０００５％以上０．００５０％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。
  3. 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板であって、鋼中拡散性水素が０．５０質量ｐｐｍ以下であることを特徴とする高強度鋼板。
  4. 請求項１〜３のうち、いずれか１項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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、さらに、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持後、室温まで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。
  5. 請求項１〜３のうち、いずれか１項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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、さらに、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持後、室温まで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。
  6. 請求項１〜３のうち、いずれか１項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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、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し、さらに、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持後、室温まで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。
  7. 請求項１〜３のうち、いずれか１項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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで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。
  8. 請求項１〜３のうち、いずれか１項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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、室温まで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。
  9. 請求項１〜３のうち、いずれか１項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再加熱後、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、酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋３０℃以上Ａｃ１変態点＋１３０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、室温まで冷却し、酸洗処理し、その後、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域内で２０秒以上９００秒以下保持後、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し、室温まで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。
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