JP7298647B2 - 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、伸びおよびせん断端面の耐曲げ割れ特性に優れ、高降伏比を有する高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の高強度鋼板は、自動車部品等の構造部材として好適に用いることができる。
車体の軽量化によるＣＯ２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用薄鋼板の高強度化が進行しており、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、車体強度の増加を目的として、自動車を形成する主要な構造部品では、引張強さ（ＴＳ）で１１８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。
自動車に用いられる高強度鋼板には、優れた成形性を有することが求められる。例えば、打抜き加工やせん断加工後に曲げ加工された部位を有するシートレール等の部品では、成形性の観点から伸びおよびせん断端面の耐曲げ割れ特性に優れた鋼板を用いることが好適である。また、部品のパフォーマンスの観点からは、鋼板の降伏比（ＹＲ（％）＝１００×降伏強度ＹＳ／引張強さＴＳ）を増加することで、衝突時における衝撃吸収エネルギーの上昇が実現される。したがって、自動車部品への高強度鋼板の適用比率を増加させるには、これらの特性を総合的に満足することが要望されている。
これらの要求に対し、例えば、特許文献１では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性に優れ、高降伏比を有する高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。
特許文献２では、延性と伸びフランジ性に優れ、高降伏比を有する引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板およびその製造方法が提供されている。
特許文献３では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、伸び、穴広げ性、曲げ加工性および遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。
特許文献４では、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、優れた延性、伸びフランジ性および曲げ加工性を有する高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。
しかしながら、特許文献１～４に記載の技術では、延性、穴広げ性、伸びフランジ性または曲げ加工性について改善したことを開示しているが、いずれの文献でもせん断端面の耐曲げ割れ特性については考慮していない。
特許文献３、４に記載の曲げ加工性の評価は、いずれも鋼板の曲げ稜線部の表面から亀裂が発生し、亀裂が板厚方向に貫通する場合の鋼板の曲げ性を評価している事例である。しかし、自動車部品における割れ発生の事例として、せん断加工された鋼板の端面が変形を受けることで、端面から亀裂が発生して割れに至る事例があり、鋼板の成形性をより正確に評価するには曲げ加工に及ぼすせん断端面の影響を考慮すべきである。特許文献５には、せん断加工面での変形限界の評価手法が紹介されおり、この評価手法を用いることでせん断端面の耐曲げ割れ特性を評価することが可能と思われる。また、特許文献５によると、せん断加工面はせん断加工により強い変改をすでに受けているため延性に乏しく、曲げ稜線部よりも亀裂が発生しやすいという特徴があるため、単純な曲げ性評価により求められる最小曲げ半径Ｒよりもせん断端面の割れより評価した最小曲げ半径Ｒは大きくなる。
このように、伸び、せん断端面の耐曲げ割れ特性および高降伏比を総合的に満足する鋼板は存在しない。
このように、伸び、せん断端面の耐曲げ割れ特性および高降伏比を総合的に満足する鋼板は存在しない。
本発明は、かかる事情に鑑み開発されたもので、延性およびせん断端面の耐曲げ割れ特性に優れ、高降伏比を有する引張強度が１１８０ＭＰａ以上の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。
なお、本発明において、高降伏比を有する鋼板とは、部品の寸法精度の指標である降伏比（ＹＲ）が８５％以上とする。なお、ＹＲは、引張強度(ＴＳ)および降伏強度（ＹＳ）から求めることができ、次式で求められる。
ＹＲ＝１００×ＹＳ／ＴＳ
また、引張強度(ＴＳ)、降伏強度（ＹＳ）および伸びは引張試験より評価し、圧延方向と垂直方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って試験した。伸びを延性の指標とし、伸び（Ｅｌ）の値が８％以上の場合を延性に優れると判断した。
ＹＲ＝１００×ＹＳ／ＴＳ
また、引張強度(ＴＳ)、降伏強度（ＹＳ）および伸びは引張試験より評価し、圧延方向と垂直方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って試験した。伸びを延性の指標とし、伸び（Ｅｌ）の値が８％以上の場合を延性に優れると判断した。
また、せん断端面の耐曲げ割れ特性は、せん断加工された２ｍｍ×３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８のＶブロック法に従って試験を行い、せん断端面に割れや亀裂が発生しない最小曲げ半径Ｒを測定した。なお、曲げ方向は試験片長手方向である。最小曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値をＲ／ｔとした。Ｒ／ｔが５.
０以下となる場合をせん断端面の耐曲げ割れ特性に優れると判断した。
０以下となる場合をせん断端面の耐曲げ割れ特性に優れると判断した。
本発明は以上の知見に基づきなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：０．８０％以上２．４０％以下、
Ｍｎ：２．３０％以上３．５０％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．５００％以下および
Ｎ：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、
鋼組織として、マルテンサイトの面積率が８０％以上、
残留オーステナイト量が５％以上１５％以下、
ポリゴナルフェライトの面積率が５％以下(０％を含む)であるミクロ組織を有し、
マルテンサイト中の転位密度が４.０×１０１５ｍ-２以上であり、
さらに、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記式（１）を満たすことを特徴とする高強度鋼板。
Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０ ・・・（１）
［２］さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ａｓ：０．１００％以下
Ｓｂ：０．０５０％以下、
Ｓｎ：０．０５０％以下、
Ｔａ：０．０５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下
およびＲＥＭ：０．０１００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする［１］に記載の高強度鋼板。
［３］さらに、鋼板表面にめっき層を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］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下として３０ｍｉｎ以上均熱保持した後に熱間圧延を施して熱延板とし、次いで前記熱延板を巻取温度：３５０℃以上６３０℃以下で巻き取り、
次いで前記熱延板に酸洗を施し、酸洗後の前記熱延板に、冷間圧延時の最大張力が９８ＭＰａ以上となるように冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、加熱温度：Ｔａ温度以上９００℃以下まで加熱し、前記加熱温度域で１０ｓ以上６００ｓ以下均熱保持したのち、冷却停止温度：Ｔｂ温度－２５０℃以上Ｔｂ温度－１００℃以下まで冷却し、
次いで再加熱温度：３００℃以上４５０℃以下まで再加熱を施し、
前記冷却から再加熱までの工程において３００℃以下の温度域に鋼板が保持される時間を５０s以下とし、
前記再加熱後、０．０１０℃／ｓ以上５．０００℃／ｓ以下での冷却を１００ｓ以上行う焼鈍を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
なお、Ｔａ温度およびＴｂ温度は下記式で表す。
Ｔａ温度（℃）＝９４４－２０３×［％Ｃ］１／２＋２５×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋１２０×［％Ａｌ］－２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
Ｔｂ温度（℃）＝５６１－４７４×［％Ｃ］－３３×［％Ｍｎ］－１７×［％Ｃｒ］
ただし、［％元素］は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［５］前記焼鈍後に、めっき処理を施すことを特徴とする［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１］成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：０．８０％以上２．４０％以下、
Ｍｎ：２．３０％以上３．５０％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．５００％以下および
Ｎ：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、
鋼組織として、マルテンサイトの面積率が８０％以上、
残留オーステナイト量が５％以上１５％以下、
ポリゴナルフェライトの面積率が５％以下(０％を含む)であるミクロ組織を有し、
マルテンサイト中の転位密度が４.０×１０１５ｍ-２以上であり、
さらに、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記式（１）を満たすことを特徴とする高強度鋼板。
Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０ ・・・（１）
［２］さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ａｓ：０．１００％以下
Ｓｂ：０．０５０％以下、
Ｓｎ：０．０５０％以下、
Ｔａ：０．０５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下
およびＲＥＭ：０．０１００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする［１］に記載の高強度鋼板。
［３］さらに、鋼板表面にめっき層を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］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下として３０ｍｉｎ以上均熱保持した後に熱間圧延を施して熱延板とし、次いで前記熱延板を巻取温度：３５０℃以上６３０℃以下で巻き取り、
次いで前記熱延板に酸洗を施し、酸洗後の前記熱延板に、冷間圧延時の最大張力が９８ＭＰａ以上となるように冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、加熱温度：Ｔａ温度以上９００℃以下まで加熱し、前記加熱温度域で１０ｓ以上６００ｓ以下均熱保持したのち、冷却停止温度：Ｔｂ温度－２５０℃以上Ｔｂ温度－１００℃以下まで冷却し、
次いで再加熱温度：３００℃以上４５０℃以下まで再加熱を施し、
前記冷却から再加熱までの工程において３００℃以下の温度域に鋼板が保持される時間を５０s以下とし、
前記再加熱後、０．０１０℃／ｓ以上５．０００℃／ｓ以下での冷却を１００ｓ以上行う焼鈍を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
なお、Ｔａ温度およびＴｂ温度は下記式で表す。
Ｔａ温度（℃）＝９４４－２０３×［％Ｃ］１／２＋２５×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋１２０×［％Ａｌ］－２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
Ｔｂ温度（℃）＝５６１－４７４×［％Ｃ］－３３×［％Ｍｎ］－１７×［％Ｃｒ］
ただし、［％元素］は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［５］前記焼鈍後に、めっき処理を施すことを特徴とする［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、延性およびせん断端面の耐曲げ割れ特性に優れ、高降伏比を有する引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度鋼板を、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る。したがって、産業上の利用価値は極めて大きい。
以下、本発明の実施形態について説明する。
先ず、高強度鋼板の成分組成の適正範囲および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、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１５％以上０．３０％以下
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの分率や、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．１５％未満では、ポリゴナルフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、鋼板の強度が上昇し、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ/ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、Ｃの含有量は、０．１５％以上０．３０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．１６％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．２９％以下とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．１７％以上とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．２８％以下とする。
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの分率や、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．１５％未満では、ポリゴナルフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、鋼板の強度が上昇し、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ/ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、Ｃの含有量は、０．１５％以上０．３０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．１６％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．２９％以下とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．１７％以上とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．２８％以下とする。
Ｓｉ：０．８０％以上２．４０％以下
Ｓｉは、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、残留オーステナイトの分率や、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．８０％未満では、所望の残留オーステナイト量を得ることができず、８％以上のＥｌを実現することが困難になる。
一方、Ｓｉの含有量が２．４０％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、せん断加工により残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇し、せん断端面のボイド量が増加するため、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．８０％以上２．４０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．９０％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．３０％以下とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは１．００％以上とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは２．２０％以下とする。
Ｓｉは、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、残留オーステナイトの分率や、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．８０％未満では、所望の残留オーステナイト量を得ることができず、８％以上のＥｌを実現することが困難になる。
一方、Ｓｉの含有量が２．４０％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、せん断加工により残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇し、せん断端面のボイド量が増加するため、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．８０％以上２．４０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．９０％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．３０％以下とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは１．００％以上とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは２．２０％以下とする。
Ｍｎ：２．３０％以上３．５０％以下
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイトおよびポリゴナルフェライトの面積率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が２．３０％未満では、ポリゴナルフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、鋼板の強度が上昇し、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、Ｍｎの含有量は、２．３０％以上３．５０％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．３５％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは３．４５％以下とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは２．４０％以上とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは３．４０％以下とする。
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイトおよびポリゴナルフェライトの面積率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が２．３０％未満では、ポリゴナルフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、鋼板の強度が上昇し、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、Ｍｎの含有量は、２．３０％以上３．５０％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．３５％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは３．４５％以下とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは２．４０％以上とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは３．４０％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、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。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の含有量が０．１００％を超えると、旧オーステナイト粒界にＰが偏析して粒界を脆化させるため、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、Ｐの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．００２％以上とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０７０％以下とする。Ｐの含有量は、より好ましくは０．００３％以上とする。Ｐの含有量は、より好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。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の含有量が０．１００％を超えると、旧オーステナイト粒界にＰが偏析して粒界を脆化させるため、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、Ｐの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．００２％以上とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０７０％以下とする。Ｐの含有量は、より好ましくは０．００３％以上とする。Ｐの含有量は、より好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、硫化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。したがって、Ｓの含有量は、０．０２００％以下とする。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓの含有量は、より好ましくは０．００５０％以上とする。Ｓの含有量は、より好ましくは０．０１００％以下とする。
Ｓは、硫化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。したがって、Ｓの含有量は、０．０２００％以下とする。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓの含有量は、より好ましくは０．００５０％以上とする。Ｓの含有量は、より好ましくは０．０１００％以下とする。
Ａｌ：０．５００％以下
Ａｌ含有量が０．５００％を超えると、ポリゴナルフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、Ａｌの含有量は、０．５００％以下とする。好ましくはＡｌの含有量は０．４００％以下とする。より好ましくはＡｌの含有量は０．１００％以下とする。一方、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。よって、Ａｌを含有する場合、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
Ａｌ含有量が０．５００％を超えると、ポリゴナルフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、Ａｌの含有量は、０．５００％以下とする。好ましくはＡｌの含有量は０．４００％以下とする。より好ましくはＡｌの含有量は０．１００％以下とする。一方、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。よって、Ａｌを含有する場合、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、窒化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。好ましくは０．００５０％以下とする。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％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．０００７％以上とする。
Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、窒化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。好ましくは０．００５０％以下とする。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％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．０００７％以上とする。
本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ａｓ：０．１００％以下、Ｓｂ：０．０５０％以下、Ｓｎ：０．０５０％以下、Ｔａ：０．０５０％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｚｎ：０．０２０％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下およびＲＥＭ：０．０１００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素が、単独で、あるいは組み合わせて含有することが好ましい。
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有することで、旧オーステナイト粒径が減少し、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが減少するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径ＤγがＣγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満たし、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下により実現できる。こうした効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量を、それぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくはＴｉ、ＮｂおよびＶの含有量を、それぞれ０．００５％以上とする。一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量がそれぞれ０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合、その含有量はそれぞれ０．１００％以下とする。その含有量はそれぞれ０．０６０％以下とすることが好ましい。
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り、ポリゴナルフェライトの生成を抑制できることから、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲをより実現できる。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００２％以上とする。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であることがより困難になる。したがって、Ｂを含有する場合、その含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトを生成させるのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｏの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、Ｍｏを含有する場合、その含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．４５０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、０．０５０％以下とすることがより好ましい。
ＣｒおよびＣｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、連続焼鈍時の冷却過程で、オーステナイトを安定化し、ポリゴナルフェライトの生成を抑制できることから、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲをより実現できる。こうした効果を得るためには、ＣｒおよびＣｕの含有量を０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０２％以上とする。一方、ＣｒおよびＣｕの含有量がそれぞれ１．００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、ＣｒおよびＣｕを含有する場合、その含有量はそれぞれ１．００％以下とする。ＣｒおよびＣｕ含有量はそれぞれ０．７０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉは、焼入れ性を向上させる元素であり、ポリゴナルフェライトの生成を抑制できることから、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲをより実現できる。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｎｉの含有量が０．５０％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、Ｎｉを含有する場合、その含有量は０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は０．４５％以下とすることが好ましい。
Ａｓは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ａｓの含有量は０．００１％以上が好ましい。一方、Ａｓの含有量が０．１００％を超えると、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、Ａｓを含有する場合には、Ａｓ含有量は、０．１００％以下とする。Ａｓ含有量は、０．０５０％以下とすることがより好ましい。Ａｓ含有量は、０．０１０％以下とすることがさらに好ましい。
ＳｂおよびＳｎは、表層軟化厚みを制御するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＳｂおよびＳｎの含有量は、それぞれ０．００１％以上が好ましく、より好ましくは０．００５％以上とする。一方、ＳｂおよびＳｎの含有量がそれぞれ０．０５０％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、ＳｂおよびＳｎを含有する場合には、ＳｂおよびＳｎの含有量は、０．０５０％以下とする。ＳｂおよびＳｎ含有量は、０．０２０％以下とすることが好ましい。
Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｔａの含有量は０．００１％が好ましい。一方、Ｔａの含有量が０．０５０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、Ｔａを含有する場合、Ｔａ含有量は、０．０５０％以下とする。Ｔａ含有量は、０．０２０％以下とすることが好ましい。
Ｃａおよび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、鋼板の極限変形能を向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＣａおよびＭｇの含有量は、それぞれ０．０００１％以上が好ましい。一方、ＣａおよびＭｇの含有量がそれぞれ０．０１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、ＣａおよびＭｇを含有する場合には、ＣａおよびＭｇの含有量は、０．０１００％以下とする。ＣａおよびＭｇの含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒは、いずれも介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの含有量は、それぞれ０．００１％以上が好ましい。一方、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの含有量がそれぞれ０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０２０％以下とする。
ＲＥＭは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＲＥＭの含有量は、０．０００１％以上が好ましい。一方、ＲＥＭの含有量が０．０１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は、０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましい。
上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、上記任意成分について、含有量が下限値未満の場合には本発明の効果を害さないため、これら任意元素を下限値未満含む場合は、これらの任意元素を不可避的不純物として含むものとする。
次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
マルテンサイトの面積率が８０％以上
マルテンサイトを主相とすることで、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが可能となる。こうした効果を得るためには、マルテンサイトの面積率を８０％以上とする必要がある。したがって、マルテンサイトの面積率が８０％以上とする。好ましくは８５％以上とする。より好ましくは８７％以上とする。なお、マルテンサイトの面積率の上限は特に規定しないが、所望の伸びを実現するためには９５％未満であることが好ましく、より好ましくは９３％以下とする。
ここで、マルテンサイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４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を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。なお、上記の組織画像において、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である。それらの値の平均値から、マルテンサイトの面積率を求めることができる。
マルテンサイトを主相とすることで、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが可能となる。こうした効果を得るためには、マルテンサイトの面積率を８０％以上とする必要がある。したがって、マルテンサイトの面積率が８０％以上とする。好ましくは８５％以上とする。より好ましくは８７％以上とする。なお、マルテンサイトの面積率の上限は特に規定しないが、所望の伸びを実現するためには９５％未満であることが好ましく、より好ましくは９３％以下とする。
ここで、マルテンサイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４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を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。なお、上記の組織画像において、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である。それらの値の平均値から、マルテンサイトの面積率を求めることができる。
残留オーステナイト量（体積率）が５％以上１５％以下
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。８％以上の伸び（Ｅｌ）を確保するため、残留オーステナイトの体積率を５％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１５％超えると、せん断加工によりマルテンサイトに変態する残留オーステナイトの量が増加し、せん断端面のボイド量が増加するため、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、残留オーステナイト量は体積率で５％以上１５％以下とする。好ましくは７％以上とする。好ましくは１４％以下とする。より好ましくは８％以上とする。より好ましくは１３％以下とする。
ここで、残留オーステナイト量の測定方法は、以下の通りである。残留オーステナイト量は、鋼板を板厚１／４位置＋０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに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。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。８％以上の伸び（Ｅｌ）を確保するため、残留オーステナイトの体積率を５％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１５％超えると、せん断加工によりマルテンサイトに変態する残留オーステナイトの量が増加し、せん断端面のボイド量が増加するため、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、残留オーステナイト量は体積率で５％以上１５％以下とする。好ましくは７％以上とする。好ましくは１４％以下とする。より好ましくは８％以上とする。より好ましくは１３％以下とする。
ここで、残留オーステナイト量の測定方法は、以下の通りである。残留オーステナイト量は、鋼板を板厚１／４位置＋０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに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。
ポリゴナルフェライトの面積率が５％以下(０％を含む)
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。ポリゴナルフェライトは軟質な組織であるため、ポリゴナルフェライトの面積率が５％を超えると、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、フェライトの面積率は５％以下とする。好ましくは３％以下とする。より好ましくは２％以下とする。
ここで、ポリゴナルフェライトの面積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４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を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。なお、上記の組織画像において、ポリゴナルフェライトは凹部で組織内部が平坦な組織である。それらの値の平均値から、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率を求めることができる。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。ポリゴナルフェライトは軟質な組織であるため、ポリゴナルフェライトの面積率が５％を超えると、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、フェライトの面積率は５％以下とする。好ましくは３％以下とする。より好ましくは２％以下とする。
ここで、ポリゴナルフェライトの面積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４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を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。なお、上記の組織画像において、ポリゴナルフェライトは凹部で組織内部が平坦な組織である。それらの値の平均値から、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率を求めることができる。
マルテンサイト中の転位密度が４.０×１０１５ｍ-２以上
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。マルテンサイト中の転位密度が４.０×１０１５ｍ-２未満の場合、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、マルテンサイト中の転位密度は４.０×１０１５ｍ-２以上とする。より好ましくは６.０×１０１５ｍ-２以上とする。また、マルテンサイト中の転位密度の上限は特に限定しないが、本特許の成分範囲および製造方法にて製造可能なマルテンサイト中の転位密度から判断すると、５．０×１０１6ｍ-２以下となる。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。マルテンサイト中の転位密度が４.０×１０１５ｍ-２未満の場合、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、マルテンサイト中の転位密度は４.０×１０１５ｍ-２以上とする。より好ましくは６.０×１０１５ｍ-２以上とする。また、マルテンサイト中の転位密度の上限は特に限定しないが、本特許の成分範囲および製造方法にて製造可能なマルテンサイト中の転位密度から判断すると、５．０×１０１6ｍ-２以下となる。
ここで、マルテンサイト中の転位密度の測定方法は、以下の通りである。マルテンサイト中の転位密度は、鋼板を板厚１／４位置＋０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、測定を行った。転位密度はＸ線回折測定の半価幅βから求める歪みから換算する手法を用いた。歪みの抽出には、以下に示すＷｉｌｌｉａｍｓｓｏｎ－Ｈａｌｌ法を用いる。半価幅の広がりは結晶子のサイズＤとひずみεが影響し、両因子の和として次式で計算できる。β＝β１＋β２＝（０．９λ／（Ｄ×ｃｏｓθ））＋２ε×ｔａｎθとなる。さらにこの式を変形し、βｃｏｓθ／λ＝０．９λ／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λとなる。ｓｉｎθ／λに対してβｃｏｓθ／λをプロットすることにより、直線の傾きからひずみεが算出される。なお、算出に用いる回折線はｂｃｃ鉄の｛１１０｝、｛２１１｝、および｛２２０｝面とする。ひずみεから転位密度の換算はρ＝１４．４ε２／ｂ２を用いた。なお、θはＸ線回折のθ‐２θ法より算出されるピーク角度を意味し、λはＸ線回折で使用するＸ線の波長を意味する。ｂはＦｅ（α）のバーガース・ベクトルで、本実施例においては、０．２５ｎｍとした。なお、残留オーステナイトのピーク位置とマルテンサイトのピーク位置は異なるため、ピーク位置で区別して、オーステナイト中の転位密度は除外している。一方、フェライトとマルテンサイトのピーク位置は同じであるため、区別することができないが、フェライトの面積率は５％以下と微小であるため、マルテンサイト中の転位密度としてみなしている。
残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記式（１）を満たす。
Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０ ・・・（１）
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγは、残留オーステナイトの安定性に影響を及ぼすパラメータである。残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが増加すると、炭素による固溶強化により残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態開始応力が上昇する。すなわち、残留オーステナイトが安定化する。また、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが減少すると、粒径微細化効果により残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態開始応力が上昇する。すなわち、残留オーステナイトが安定化する。したがって、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）を満たすことは、炭素による固溶強化と粒径微細化効果の相乗効果により、残留オーステナイトの安定性が非常に高いことを表す。残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）を満足するように制御すると、ＹＲが改善できる。ＹＲの改善の理由は、残留オーステナイトを含む高強度鋼板の降伏現象は、残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態開始応力に依存しており、残留オーステナイトの安定性を高めることで、ＹＳが上昇するためである。さらに、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）を満足するように制御すると、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。この理由は、残留オーステナイトの安定性を高めることで、せん断加工によりマルテンサイトに変態する残留オーステナイトの量が減少し、せん断端面のボイド量が減少するためであり、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。また、Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］の上限は特に限定しないが、本特許の成分範囲および製造方法にて製造可能な残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγから判断すると、２．００が上限となる。
Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０ ・・・（１）
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγは、残留オーステナイトの安定性に影響を及ぼすパラメータである。残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが増加すると、炭素による固溶強化により残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態開始応力が上昇する。すなわち、残留オーステナイトが安定化する。また、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが減少すると、粒径微細化効果により残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態開始応力が上昇する。すなわち、残留オーステナイトが安定化する。したがって、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）を満たすことは、炭素による固溶強化と粒径微細化効果の相乗効果により、残留オーステナイトの安定性が非常に高いことを表す。残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）を満足するように制御すると、ＹＲが改善できる。ＹＲの改善の理由は、残留オーステナイトを含む高強度鋼板の降伏現象は、残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態開始応力に依存しており、残留オーステナイトの安定性を高めることで、ＹＳが上昇するためである。さらに、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）を満足するように制御すると、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。この理由は、残留オーステナイトの安定性を高めることで、せん断加工によりマルテンサイトに変態する残留オーステナイトの量が減少し、せん断端面のボイド量が減少するためであり、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。また、Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］の上限は特に限定しないが、本特許の成分範囲および製造方法にて製造可能な残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγから判断すると、２．００が上限となる。
ここで、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγの測定方法は、以下の通りである。残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγは、まず残留オーステナイトの格子定数ａをオーステナイトの（２２０）面の回折ピークシフト量から下記式（２）により算出し、得られた残留オーステナイトの格子定数ａを下記式（３）に代入することにより算出した。
ａ＝１．７９０２１√２／ｓｉｎθ ・・・（２）
ａ＝３．５７８＋０．０００９５［％Ｍｎ］＋０．０２２［％Ｎ］＋０．０００６［％Ｃｒ］＋０．００３１［％Ｍｏ］＋０．００５１［％Ｎｂ］＋０．００３９［％Ｔｉ］＋０．００５６［％Ａｌ］＋０．０３３［Ｃγ］・・・（３）
なお、ａは残留オーステナイトの格子定数（Å）、θは（２２０）面の回折ピーク角度を２で除した値（ｒａｄ）、式（３）における［％元素］は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。また、本発明では残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ以外の各元素の質量％は、鋼全体に占める質量％とした。
ａ＝１．７９０２１√２／ｓｉｎθ ・・・（２）
ａ＝３．５７８＋０．０００９５［％Ｍｎ］＋０．０２２［％Ｎ］＋０．０００６［％Ｃｒ］＋０．００３１［％Ｍｏ］＋０．００５１［％Ｎｂ］＋０．００３９［％Ｔｉ］＋０．００５６［％Ａｌ］＋０．０３３［Ｃγ］・・・（３）
なお、ａは残留オーステナイトの格子定数（Å）、θは（２２０）面の回折ピーク角度を２で除した値（ｒａｄ）、式（３）における［％元素］は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。また、本発明では残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ以外の各元素の質量％は、鋼全体に占める質量％とした。
また、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγ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（Ｌ断面）を湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化した後、０．１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去し、次いで、板厚１／４位置について、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて、ステップサイズ０．０５μｍの条件で結晶方位を測定し、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法より得られたデータから、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いてＩｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ Ｍａｐ（ＩＰＦ Ｍａｐ）を作成し、残留オーステナイトの面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して残留オーステナイトの平均粒径Ｄγを求めた。なお、ＩＰＦ Ｍａｐの作成では、Ｇｒａｉｎ Ｄｉｌａｔｉｏｎ法（Ｇｒａｉｎ Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ Ａｎｇｌｅ：５、Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ：２）を用いてクリーンアップ処理を１回している。
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化した後、０．１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去し、次いで、板厚１／４位置について、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて、ステップサイズ０．０５μｍの条件で結晶方位を測定し、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法より得られたデータから、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いてＩｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ Ｍａｐ（ＩＰＦ Ｍａｐ）を作成し、残留オーステナイトの面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して残留オーステナイトの平均粒径Ｄγを求めた。なお、ＩＰＦ Ｍａｐの作成では、Ｇｒａｉｎ Ｄｉｌａｔｉｏｎ法（Ｇｒａｉｎ Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ Ａｎｇｌｅ：５、Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ：２）を用いてクリーンアップ処理を１回している。
旧オーステナイト粒径が１５μｍ以下（好適条件）
旧オーステナイト粒径の大きさは特に限定されないが、１５μｍ以下が好ましい。旧オーステナイト粒径が１５μｍを超える場合、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが増大するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径ＤγがＣγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満足せず、８５％以上のＹＲを実現することがより困難になり、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、旧オーステナイト粒径は１５μｍ以下が好ましい。より好ましくは、１３μｍ以下である。
旧オーステナイト粒径の大きさは特に限定されないが、１５μｍ以下が好ましい。旧オーステナイト粒径が１５μｍを超える場合、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが増大するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径ＤγがＣγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満足せず、８５％以上のＹＲを実現することがより困難になり、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することがより困難になる。したがって、旧オーステナイト粒径は１５μｍ以下が好ましい。より好ましくは、１３μｍ以下である。
ここで、旧オーステナイト粒径の測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、旧オーステナイト粒界（旧γ粒界）を腐食する薬液（例えば飽和ピクリン酸水溶液やこれに塩化第２鉄を添加したもの）で腐食し、鋼板の板厚の１／４厚み位置において光学顕微鏡で４００倍の倍率にて任意に４視野観察して旧オーステナイト粒径を測定することができる。なお、粒径は得られた写真を用いて切断法にて測定することが出来る。つまり、写真上に圧延方向、圧延方向と直角方向（板厚方向）それぞれに２０本の直線をひき、それらと交差する粒界の数を計測し、さらに合計線長を交差した粒界の合計数で除した値に１．１３を乗じることで測定できる。
また、本発明では、上述したマルテンサイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイト以外に、パーライト、ベイナイト、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、面積率で３％以下の範囲であれば、残部組織として含まれていても、本発明の効果が損なわれることはない。なお、その他の鋼板の組織（残部組織）は、例えばＳＥＭ観察で確認し判定すればよい。
本発明の高強度鋼板の成分組成および鋼組織は上記の通りである。また、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以下である。 また、本発明の高強度鋼板は、さらに鋼板表面にめっき層を備えてもよい。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とし残部はＺｎとすることが好ましい。また、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層の場合、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ及びＬａから選ばれる一種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。
また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層の場合、一般的には、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成である。本発明では、片面あたりのめっき付着量が２０～８０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層を有することが好ましい。また、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７～２０質量％である。
次に、本発明の製造方法について説明する。
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。また、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することも可能である。
スラブ加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
鋼スラブを熱間圧延する方法としては、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などが挙げられる。本発明の製造方法においては、スラブ加熱温度を１１００℃以上１３００℃以下とすることが極めて重要である。スラブ加熱温度を１１００℃以上とすることで、硫化物析出物、Ｎｂ、Ｔｉ系の炭窒化物およびＭｎ偏析が軽減され、焼鈍処理後の焼入れ性が改善し、ポリゴナルフェライトの生成を抑制できることから、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現できる。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とする。したがって、スラブ加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とする。好ましくは１１２０℃以上とする。好ましくは１２８０℃以下とする。より好ましくは１１３０℃以上とする。より好ましくは１２７０℃以下とする。なお、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。
鋼スラブを熱間圧延する方法としては、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などが挙げられる。本発明の製造方法においては、スラブ加熱温度を１１００℃以上１３００℃以下とすることが極めて重要である。スラブ加熱温度を１１００℃以上とすることで、硫化物析出物、Ｎｂ、Ｔｉ系の炭窒化物およびＭｎ偏析が軽減され、焼鈍処理後の焼入れ性が改善し、ポリゴナルフェライトの生成を抑制できることから、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現できる。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とする。したがって、スラブ加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とする。好ましくは１１２０℃以上とする。好ましくは１２８０℃以下とする。より好ましくは１１３０℃以上とする。より好ましくは１２７０℃以下とする。なお、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。
スラブ均熱保持時間：３０ｍｉｎ以上
１１００℃以上１３００℃以下のスラブ加熱温度での保持時間（均熱時間）が３０ｍｉｎ以上となるように保持する。本発明者らの調査の結果、スラブ加熱温度が所定の温度に達していても十分な時間が確保できていない場合、硫化物析出物、Ｎｂ、Ｔｉ系の炭窒化物およびＭｎ偏析が軽減されていないことが明らかになった。スラブ均熱保持時間を３０ｍｉｎ以上とすることで、硫化物析出物、Ｎｂ、Ｔｉ系の炭窒化物およびＭｎ偏析が軽減され、焼鈍処理後の焼入れ性が改善し、ポリゴナルフェライトの生成を抑制できることから、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現できる。したがって、スラブ均熱保持時間は３０ｍｉｎ以上とする。好ましくは４０ｍｉｎ以上とする。より好ましくは５０ｍｉｎ以上とする。なお、保持時間の上限は特に限定されないが、スケールロスの増大を防止するため、好ましくは２５０ｍｉｎ以下、より好ましくは２００ｍｉｎ以下である。さらに好ましくは１７５ｍｉｎ以下である。
１１００℃以上１３００℃以下のスラブ加熱温度での保持時間（均熱時間）が３０ｍｉｎ以上となるように保持する。本発明者らの調査の結果、スラブ加熱温度が所定の温度に達していても十分な時間が確保できていない場合、硫化物析出物、Ｎｂ、Ｔｉ系の炭窒化物およびＭｎ偏析が軽減されていないことが明らかになった。スラブ均熱保持時間を３０ｍｉｎ以上とすることで、硫化物析出物、Ｎｂ、Ｔｉ系の炭窒化物およびＭｎ偏析が軽減され、焼鈍処理後の焼入れ性が改善し、ポリゴナルフェライトの生成を抑制できることから、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現できる。したがって、スラブ均熱保持時間は３０ｍｉｎ以上とする。好ましくは４０ｍｉｎ以上とする。より好ましくは５０ｍｉｎ以上とする。なお、保持時間の上限は特に限定されないが、スケールロスの増大を防止するため、好ましくは２５０ｍｉｎ以下、より好ましくは２００ｍｉｎ以下である。さらに好ましくは１７５ｍｉｎ以下である。
次に、熱間圧延を施して熱延板とする。熱間圧延時の仕上げ圧延温度は特に限定されないが、圧延負荷の増大や、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、圧延方向に伸長した異常な組織が発達した結果、焼鈍板の伸びを低下させる場合があるため、Ａｒ３変態点以上とすることが好ましい。なお、Ａｒ３変態点は、下記の式により求めることができる。
Ａｒ３温度（℃）＝９４０－２０３×［％Ｃ］１／２＋２５×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋１２０×［％Ａｌ］－２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
巻取温度：３５０℃以上６３０℃以下
熱間圧延後の熱延板の巻取は３５０℃以上６３０℃以下の温度で行う。巻取温度を３５０℃以上６３０℃以下とすることで、熱延板の組織がベイナイト組織となり、焼鈍工程の旧オーステナイト粒径が減少し、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが減少するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満たし、８５％以上のＹＲを実現でき、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる
。したがって、熱間圧延後の熱延板の巻取温度は３５０℃以上６３０℃以下とする。好ましくは３８０℃以上とする。好ましくは６１０℃以下とする。より好ましくは４００℃以上とする。より好ましくは６００℃以下とする。
Ａｒ３温度（℃）＝９４０－２０３×［％Ｃ］１／２＋２５×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋１２０×［％Ａｌ］－２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
巻取温度：３５０℃以上６３０℃以下
熱間圧延後の熱延板の巻取は３５０℃以上６３０℃以下の温度で行う。巻取温度を３５０℃以上６３０℃以下とすることで、熱延板の組織がベイナイト組織となり、焼鈍工程の旧オーステナイト粒径が減少し、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが減少するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満たし、８５％以上のＹＲを実現でき、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる
。したがって、熱間圧延後の熱延板の巻取温度は３５０℃以上６３０℃以下とする。好ましくは３８０℃以上とする。好ましくは６１０℃以下とする。より好ましくは４００℃以上とする。より好ましくは６００℃以下とする。
このようにして製造した熱延板に、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重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。なお、酸洗条件ついては特に制限されず、常法により行えばよい。
上記のようにして得られた酸洗後の熱延板に冷間圧延を施す際、酸洗後の熱延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。
冷間圧延時の最大張力が９８ＭＰa以上
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。ここで冷間圧延時の最大張力とは、冷間圧延時の付与張力の最大値であり、付与張力とは、圧延時に圧延方向にかかる単位断面積当たりの張力のことである。冷間圧延時の最大張力が９８ＭＰａ未満では、回復、再結晶による旧オーステナイト粒径の微細化効果を発現するのに必要な歪量の確保が困難となり、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが増大するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満足せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になり、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ/ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、冷間圧延時の最大張力は９８ＭＰａ以上とする。また、冷間圧延時の最大張力が９８ＭＰａ未満では、焼鈍過程での回復、再結晶挙動が変化し、マルテンサイト中の転位密度を４.０×１０１５ｍ-２以上とすることが困難となり、８５％以上のＹＲを実現することが困難となる。好ましくは１１０ＭＰａ以上とする。より好ましくは１２０ＭＰａ以上とする。なお、冷間圧延時の最大張力の上限は特に限定しないが。冷間圧延時の最大張力が過大になるとコストアップとなるため、冷間圧延時の最大張力は３９２ＭＰａ以下が好ましい。より好ましくは２９４ＭＰａ以下である。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。ここで冷間圧延時の最大張力とは、冷間圧延時の付与張力の最大値であり、付与張力とは、圧延時に圧延方向にかかる単位断面積当たりの張力のことである。冷間圧延時の最大張力が９８ＭＰａ未満では、回復、再結晶による旧オーステナイト粒径の微細化効果を発現するのに必要な歪量の確保が困難となり、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが増大するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満足せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になり、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ/ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、冷間圧延時の最大張力は９８ＭＰａ以上とする。また、冷間圧延時の最大張力が９８ＭＰａ未満では、焼鈍過程での回復、再結晶挙動が変化し、マルテンサイト中の転位密度を４.０×１０１５ｍ-２以上とすることが困難となり、８５％以上のＹＲを実現することが困難となる。好ましくは１１０ＭＰａ以上とする。より好ましくは１２０ＭＰａ以上とする。なお、冷間圧延時の最大張力の上限は特に限定しないが。冷間圧延時の最大張力が過大になるとコストアップとなるため、冷間圧延時の最大張力は３９２ＭＰａ以下が好ましい。より好ましくは２９４ＭＰａ以下である。
冷間圧延における圧下率および圧延後の板厚は特に限定しないが、累積圧下率は３０％以上８０％以下とすることが好ましい。なお、圧延パスの回数、各パスの圧下率については、特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。
上記のようにして得られた冷延板に、焼鈍を行う。焼鈍条件は以下のとおりである。
加熱温度：Ｔａ温度以上９００℃以下
加熱温度（焼鈍温度）がＴａ温度未満では、フェライトとオーステナイトの二相域での焼鈍処理になる。このため、焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、加熱温度が９００℃を超えると、旧オーステナイト粒径が増大し、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが増大するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満足せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になり、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、加熱温度はＴａ温度以上９００℃以下とする。好ましくはＴａ温度＋１０℃以上とする。好ましくは８９５℃以下とする。より好ましくはＴａ温度＋１５℃以上とする。より好ましくは８９０℃以下とする。なお、Ｔａ温度は以下の式で表すことができる。
Ｔａ温度（℃）＝９４４－２０３×［％Ｃ］１／２＋２５×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋１２０×［％Ａｌ］－２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
ただし、［％元素］は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
加熱温度（焼鈍温度）がＴａ温度未満では、フェライトとオーステナイトの二相域での焼鈍処理になる。このため、焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、加熱温度が９００℃を超えると、旧オーステナイト粒径が増大し、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが増大するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満足せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になり、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、加熱温度はＴａ温度以上９００℃以下とする。好ましくはＴａ温度＋１０℃以上とする。好ましくは８９５℃以下とする。より好ましくはＴａ温度＋１５℃以上とする。より好ましくは８９０℃以下とする。なお、Ｔａ温度は以下の式で表すことができる。
Ｔａ温度（℃）＝９４４－２０３×［％Ｃ］１／２＋２５×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋１２０×［％Ａｌ］－２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
ただし、［％元素］は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
加熱時間：１０ｓ以上６００ｓ以下
加熱時間（焼鈍時間）が１０ｓ未満では、オーステナイト化が不十分となり焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、加熱時間が６００ｓを超えると、旧オーステナイト粒径が増大し、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが増大するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満足せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になり、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、加熱時間は１０ｓ以上６００ｓ以下とする。好ましくは５０ｓ以上とする。好ましくは５００ｓ以下とする。より好ましくは１００ｓ以上とする。より好ましくは４００ｓ以下とする。
加熱時間（焼鈍時間）が１０ｓ未満では、オーステナイト化が不十分となり焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、１１８０ＭＰａ以上のＴＳおよび８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、加熱時間が６００ｓを超えると、旧オーステナイト粒径が増大し、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが増大するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満足せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になり、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、加熱時間は１０ｓ以上６００ｓ以下とする。好ましくは５０ｓ以上とする。好ましくは５００ｓ以下とする。より好ましくは１００ｓ以上とする。より好ましくは４００ｓ以下とする。
冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均冷却速度：５．０℃／ｓ以上（好適条件）
次に、後述の冷却停止温度（Ｔｂ温度－２５０℃以上Ｔｂ温度－１００℃以下）まで冷却する。このときの冷却速度について、冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均冷却速度を５．０℃／ｓ以上に制御することで、冷却過程でのセメンタイトの析出を抑制され、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが増加するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満たし、８５％以上のＹＲを実現でき、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。したがって、冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均冷却速度は５．０℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは７．０℃／ｓ以上とする。さらに好ましくは１０．０℃／ｓ以上とする。なお、冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に規定しないが、通常１５０℃／ｓ程度である。
次に、後述の冷却停止温度（Ｔｂ温度－２５０℃以上Ｔｂ温度－１００℃以下）まで冷却する。このときの冷却速度について、冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均冷却速度を５．０℃／ｓ以上に制御することで、冷却過程でのセメンタイトの析出を抑制され、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが増加するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満たし、８５％以上のＹＲを実現でき、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。したがって、冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均冷却速度は５．０℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは７．０℃／ｓ以上とする。さらに好ましくは１０．０℃／ｓ以上とする。なお、冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に規定しないが、通常１５０℃／ｓ程度である。
冷却停止温度：Ｔｂ温度－２５０℃以上Ｔｂ温度－１００℃以下
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。冷却停止温度をＴｂ温度－１００℃以下とすることで、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが減少するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満たし、８５％以上のＹＲを実現でき、
かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。一方、冷却停止温度をＴｂ温度－２５０℃未満の場合、所望の残留オーステナイト量を得ることができないため、８％以上のＥＬを実現することが困難になる。したがって、冷却停止温度はＴｂ温度－２５０℃以上Ｔｂ温度－１００℃以下とする。好ましくはＴｂ温度－２４５℃以上とする。好ましくはＴｂ温度－９５℃以下とする。より好ましくはＴｂ温度－２４０℃以上とする。より好ましくはＴｂ温度－９０℃以下とする。
なお、Ｔｂ温度は以下の式で表すことができる。
Ｔｂ温度（℃）＝５６１－４７４×［％Ｃ］－３３×［％Ｍｎ］－１７×［％Ｃｒ］
ただし、［％元素］は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。冷却停止温度をＴｂ温度－１００℃以下とすることで、残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが減少するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが式（１）：Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満たし、８５％以上のＹＲを実現でき、
かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。一方、冷却停止温度をＴｂ温度－２５０℃未満の場合、所望の残留オーステナイト量を得ることができないため、８％以上のＥＬを実現することが困難になる。したがって、冷却停止温度はＴｂ温度－２５０℃以上Ｔｂ温度－１００℃以下とする。好ましくはＴｂ温度－２４５℃以上とする。好ましくはＴｂ温度－９５℃以下とする。より好ましくはＴｂ温度－２４０℃以上とする。より好ましくはＴｂ温度－９０℃以下とする。
なお、Ｔｂ温度は以下の式で表すことができる。
Ｔｂ温度（℃）＝５６１－４７４×［％Ｃ］－３３×［％Ｍｎ］－１７×［％Ｃｒ］
ただし、［％元素］は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均加熱速度：１０．０℃／ｓ以上（好適条件）
次に、再加熱を行う。この時の加熱速度について、冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均加熱速度を１０．０℃／ｓ以上に制御することで、再加熱過程でのセメンタイトの析出が抑制され、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが増加するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記不等式Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧ ０．４０を満たし、８５％以上のＹＲを実現
できる、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。したがって、冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均加熱速度は１０．０℃／ｓ以上が好ましい。より好ましくは２０．０℃／ｓ以上とする。
次に、再加熱を行う。この時の加熱速度について、冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均加熱速度を１０．０℃／ｓ以上に制御することで、再加熱過程でのセメンタイトの析出が抑制され、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが増加するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記不等式Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧ ０．４０を満たし、８５％以上のＹＲを実現
できる、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。したがって、冷却停止温度以上３００℃以下の温度域における平均加熱速度は１０．０℃／ｓ以上が好ましい。より好ましくは２０．０℃／ｓ以上とする。
再加熱温度：３００℃以上４５０℃以下
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。再加熱温度が３００℃未満では、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配が不十分となり、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが減少するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記不等式Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧ ０．
４０を満せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になり、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。一方、再加熱温度が４５０℃を超えると、マルテンサイト中の転位が移動し、マルテンサイト中の転位密度が低下し、マルテンサイト中の転位密度を４.０×１０１５ｍ-２以上とすることが困難となり、８５％以上のＹＲを実現することが困難となる。したがって、再加熱温度は３００℃以上４５０℃以下とする。好ましくは３１０℃以上とする。好ましくは４４０℃以下とする。より好ましくは３２０℃以上とする。より好ましくは４３０℃以下とする。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。再加熱温度が３００℃未満では、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配が不十分となり、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが減少するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記不等式Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧ ０．
４０を満せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になり、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。一方、再加熱温度が４５０℃を超えると、マルテンサイト中の転位が移動し、マルテンサイト中の転位密度が低下し、マルテンサイト中の転位密度を４.０×１０１５ｍ-２以上とすることが困難となり、８５％以上のＹＲを実現することが困難となる。したがって、再加熱温度は３００℃以上４５０℃以下とする。好ましくは３１０℃以上とする。好ましくは４４０℃以下とする。より好ましくは３２０℃以上とする。より好ましくは４３０℃以下とする。
冷却から再加熱までの工程において３００℃以下の温度域に鋼板が保持される時間を５０s以下
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。冷却から再加熱までの工程において３００℃以下の温度域に鋼板が保持される時間が５０sを超える場合、セメンタイトの
析出が促進され、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配が不十分となり、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが減少するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記不等式Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になる、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、冷却から再加熱までの工程において３００℃以下に鋼板が保持される時間は５０s以下とする。好ましくは４０ｓとする。より好ましくは３０ｓとする。なお、焼鈍後の冷却から再加熱までの工程において３００℃以下に鋼板が保持される時間の下限は特に限定されないが、１s程度である。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。冷却から再加熱までの工程において３００℃以下の温度域に鋼板が保持される時間が５０sを超える場合、セメンタイトの
析出が促進され、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配が不十分となり、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが減少するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記不等式Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になる、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、冷却から再加熱までの工程において３００℃以下に鋼板が保持される時間は５０s以下とする。好ましくは４０ｓとする。より好ましくは３０ｓとする。なお、焼鈍後の冷却から再加熱までの工程において３００℃以下に鋼板が保持される時間の下限は特に限定されないが、１s程度である。
再加熱後、平均冷却速度：０．０１０℃／ｓ以上５．０００℃／ｓ以下での冷却を１００ｓ以上行う
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。再加熱後の平均冷却速度を０．０１０℃／ｓ以上に制御することで、マルテンサイトとオーステナイトの炭素のポテンシャルが連続的に変化し、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配を促進でき、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが増加するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記不等式Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満たし、８５％以上のＹＲを実現でき、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。また、平均冷却速度が５.０００℃／ｓ超の場合、冷却中に残留オーステナイトがマルテンサイトし、所望の残留オーステナイト量を得ることができないため、８％以上のＥｌを実現することが困難になる。したがって、平均冷却速度は０．０１０℃／ｓ以上５．０００℃／ｓ以下とする。好ましくは０．０２０℃／ｓ以上とする。好ましくは３．０００℃／ｓ以下とする。より好ましくは０．０３０℃／ｓ以上とする。より好ましくは１．０００℃／ｓ以下とする。
また、再加熱後の前記冷却速度での冷却時間が１００ｓ未満の場合、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配促進の効果が不十分となり、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが減少するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記不等式Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧ ０．４０を満足せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になる、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、再加熱後の前記冷却速度での冷却時間は１００s以上とする。好ましくは１２０ｓ以上とする。より好ましくは１５０ｓ以上とする。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。再加熱後の平均冷却速度を０．０１０℃／ｓ以上に制御することで、マルテンサイトとオーステナイトの炭素のポテンシャルが連続的に変化し、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配を促進でき、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが増加するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記不等式Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０を満たし、８５％以上のＹＲを実現でき、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現できる。また、平均冷却速度が５.０００℃／ｓ超の場合、冷却中に残留オーステナイトがマルテンサイトし、所望の残留オーステナイト量を得ることができないため、８％以上のＥｌを実現することが困難になる。したがって、平均冷却速度は０．０１０℃／ｓ以上５．０００℃／ｓ以下とする。好ましくは０．０２０℃／ｓ以上とする。好ましくは３．０００℃／ｓ以下とする。より好ましくは０．０３０℃／ｓ以上とする。より好ましくは１．０００℃／ｓ以下とする。
また、再加熱後の前記冷却速度での冷却時間が１００ｓ未満の場合、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配促進の効果が不十分となり、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγが減少するため、最終的に得られる残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記不等式Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧ ０．４０を満足せず、８５％以上のＹＲを実現する困難になる、かつ、せん断端面の耐曲げ割れ特性の指標であるＲ／ｔを５.０以下に実現することが困難になる。したがって、再加熱後の前記冷却速度での冷却時間は１００s以上とする。好ましくは１２０ｓ以上とする。より好ましくは１５０ｓ以上とする。
再加熱後、平均冷却速度：０．０１０℃／s以上５.０００℃／ｓ以下での冷却を１００ｓ以上行った後の冷却は、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、上記所望の温度は、室温程度が望ましい。
以上の焼鈍工程を経ることにより、本発明の高強度鋼板が得られる。
また、上記の高強度鋼板に調質圧延（スキンパス圧延）を施してもよい。スキンパス圧延での圧下率は、１．５％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、１．５％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。
本発明では、焼鈍の後に、さらに高強度鋼板にめっき処理を施してもよい。例えば、めっき処理としては、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を例示できる。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電気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し、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。
なお、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、高強度鋼板を、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。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。また、亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき後に、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く、４７０℃以上５６０℃以下の温度域で合金化処理を施すことがより好ましい。また、電気亜鉛めっき処理を施してもよい。また、めっき付着量は片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、下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。
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。
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。
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、連続鋳造法にてスラブとした。次いで、得られた表２に示した条件で、スラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施し、焼鈍処理を施し、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。さらに、一部の高強度冷延鋼板にめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、および、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：０．１４～０．１９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４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ２（両面めっき）程度とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）程度とした。また、ＧＡ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。
以上のようにして得られた高強度冷延鋼板および各めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、およびせん断端面の耐曲げ割れ特性を評価した。
引張試験
引張試験は、圧延方向と垂直方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って試験した。クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳおよびＥｌを測定した。なお、本発明では、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上を合格と判断した。伸びはＥｌで８％以上を合格と判断した。また、高降伏比を有する鋼板とは、降伏比（ＹＲ）が８５％以上を有する鋼板と判断した。なお、ＹＲは、ＹＲ＝１００×ＹＳ／ＴＳで算出した。
引張試験は、圧延方向と垂直方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って試験した。クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳおよびＥｌを測定した。なお、本発明では、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上を合格と判断した。伸びはＥｌで８％以上を合格と判断した。また、高降伏比を有する鋼板とは、降伏比（ＹＲ）が８５％以上を有する鋼板と判断した。なお、ＹＲは、ＹＲ＝１００×ＹＳ／ＴＳで算出した。
せん断端面の耐曲げ割れ特性
せん断端面の耐曲げ割れ特性は、せん断加工された２ｍｍ×３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８のＶブロック法に従って試験を行い、せん断端面に割れや亀裂が発生しない最小曲げ半径Ｒを測定した。なお、曲げ方向は試験片長手方向である。最小曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値をＲ／ｔとした。Ｒ／ｔが５.０以下となる場合をせん断端面の耐曲げ割れ特性に優れると判断した。ここで、亀裂発生有無は、曲げ頂点の稜線部をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）を用いて、４０倍の倍率で測定することにより評価した。
せん断端面の耐曲げ割れ特性は、せん断加工された２ｍｍ×３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８のＶブロック法に従って試験を行い、せん断端面に割れや亀裂が発生しない最小曲げ半径Ｒを測定した。なお、曲げ方向は試験片長手方向である。最小曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値をＲ／ｔとした。Ｒ／ｔが５.０以下となる場合をせん断端面の耐曲げ割れ特性に優れると判断した。ここで、亀裂発生有無は、曲げ頂点の稜線部をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）を用いて、４０倍の倍率で測定することにより評価した。
また、前述した方法にしたがって、マルテンサイトの面積率、残留オーステナイト量（体積率）、ポリゴナルフェライトの面積率、および残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγおよび残留オーステナイトの平均粒径Ｄγを求めた。また、残部組織についても組織観察で確認した。
結果を表３に示す。
表３に示すように、本発明例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、伸びおよびせん断端面の耐曲げ割れ特性に優れ、高降伏比を有している。一方、比較例では、強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、伸び（Ｅｌ）、せん断端面の耐曲げ割れ特性のいずれか一つ以上が劣っている。
Claims (5)
- 成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：０．８０％以上２．４０％以下、
Ｍｎ：２．３０％以上３．５０％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．５００％以下および
Ｎ：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、
鋼組織として、マルテンサイトの面積率が８０％以上、
残留オーステナイト量が５％以上１５％以下、
ポリゴナルフェライトの面積率が５％以下(０％を含む)であるミクロ組織を有し、
マルテンサイト中の転位密度が４.０×１０15ｍ-2以上であり、
さらに、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγと残留オーステナイトの平均粒径Ｄγが下記式（１）を満たすことを特徴とする高強度鋼板。
Ｃγ［％］／Ｄγ［μｍ］≧０．４０ ・・・（１） - さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ａｓ：０．１００％以下、
Ｓｂ：０．０５０％以下、
Ｓｎ：０．０５０％以下、
Ｔａ：０．０５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下
およびＲＥＭ：０．０１００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。 - さらに、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または２に記載の高強度鋼板。
- 請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下として３０ｍｉｎ以上均熱保持した後に熱間圧延を施して熱延板とし、次いで前記熱延板を巻取温度：３５０℃以上６３０℃以下で巻き取り、次いで前記熱延板に酸洗を施し、酸洗後の前記熱延板に、冷間圧延時の最大張力が９８ＭＰａ以上となるように冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、加熱温度：Ｔａ温度以上９００℃以下まで加熱し、前記加熱温度域で１０ｓ以上６００ｓ以下均熱保持したのち、冷却停止温度：Ｔｂ温度－２５０℃以上Ｔｂ温度－１００℃以下まで冷却し、次いで再加熱温度：３００℃以上４５０℃以下まで再加熱を施し、
前記冷却から再加熱までの工程において３００℃以下の温度域に鋼板が保持される時間を５０s以下とし、
前記再加熱後、平均冷却速度：０．０１０℃／ｓ以上５．０００℃／ｓ以下での冷却を１００ｓ以上行う焼鈍を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
なお、Ｔａ温度およびＴｂ温度は下記式で表す。
Ｔａ温度（℃）＝９４４－２０３×［％Ｃ］1/2＋２５×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋１２０×［％Ａｌ］－２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
Ｔｂ温度（℃）＝５６１－４７４×［％Ｃ］－３３×［％Ｍｎ］－１７×［％Ｃｒ］
ただし、［％元素］は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。 - 前記焼鈍後に、めっき処理を施すことを特徴とする請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| WO2018147400A1 (ja) | 2017-02-13 | 2018-08-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
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| WO2020080402A1 (ja) | 2018-10-17 | 2020-04-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
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Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| WO2011065591A1 (ja) | 2009-11-30 | 2011-06-03 | 新日本製鐵株式会社 | 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰa以上の高強度鋼板及びその製造方法 |
| JP2016050343A (ja) | 2014-08-29 | 2016-04-11 | 新日鐵住金株式会社 | 耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2018147400A1 (ja) | 2017-02-13 | 2018-08-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
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