JPWO2013018741A1 - 形状凍結性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
所定の含有量でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏを含有する鋼板であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において体積分率で５〜２０％の残留オーステナイト相を含有し、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．８０〜１．００％であり、固溶Ｓｉ量ＷＳｉγが、平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の１．１０倍以上であり、固溶Ｍｎ量ＷＭｎγが、平均Ｍｎ量ＷＭｎ＊の１．１０倍以上であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域におけるＳｉ量の測定値ＷＳｉと前記平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の比と、前記複数の測定領域におけるＡｌ量の測定値ＷＡｌと前記平均Ａｌ量ＷＡｌ＊の比との和の度数分布を測定したとき、前記度数分布の最頻値が１．９５〜２．０５であり、かつ尖度が２．００以上である、形状凍結性に優れた高強度鋼板。
Description
本発明は、形状凍結性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法に関する。本願は、２０１１年７月２９日に日本に出願された特願２０１１−１６７６８９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、自動車などに用いられる鋼板の高強度化に対する要求が高まってきており、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度鋼板も用いられるようになってきている。
これら高強度鋼板は、軟鋼板と同様にプレス加工によって大量かつ安価に成形され、部材として供される。しかしながら、近年の高強度化の急伸に伴い、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度鋼板においてプレス成形直後にスプリングバックが生じ、狙いの形状への成形が困難であるという課題があった。
これら高強度鋼板は、軟鋼板と同様にプレス加工によって大量かつ安価に成形され、部材として供される。しかしながら、近年の高強度化の急伸に伴い、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度鋼板においてプレス成形直後にスプリングバックが生じ、狙いの形状への成形が困難であるという課題があった。
従来の高強度鋼板の形状凍結性を向上させる技術として、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ａｌ：０．００１〜４％、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ｍｏ：０．００１〜４％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１％以下を含有、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．００１〜２％を含有する鋼板であって、Ｆｅ：２０％未満を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を有し、主相としてフェライトまたはフェライトおよびベイナイトを体積分率で合計５０〜９７％含有し、第２相としてオーステナイトを体積分率で合計３〜５０％含有しさらに、降伏比が０．７以下であることを特徴とする形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板が挙げられる。（例えば特許文献１参照）
また、従来の高強度鋼板の形状凍結性を向上させる技術として、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．６％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）を夫々含有すると共に、焼戻マルテンサイト：全組織に対して面積率で１５％以上、フェライト：全組織に対して面積率で５〜６０％、残留オーステナイト相：全組織に対して体積率で５％以上、更にベイナイト及び／又はマルテンサイトを含有しても良い組織を有し、且つ、前記残留オーステナイト相のうち、２％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト相の割合が２０〜５０％である加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板が挙げられる。（例えば特許文献２参照）
さらに、従来の高強度鋼板の形状凍結性を向上させる技術として、Ｃ：０．０８〜０．１８質量％，Ｓｉ：１．００〜２．０質量％，Ｍｎ：１．５〜３．０質量％，Ｐ：０．０３質量％以下，Ｓ：０．００５％質量％以下，Ｔ．Ａｌ：０．０１〜０．１質量％の組成を有し、Ｍｎの鋳片への偏析度が１．０５〜１．１０であるスラブを熱間圧延し、さらに冷間圧延した後、連続焼鈍ラインで７５０〜８７０℃の２相域または単相域で保持時間６０秒以上加熱し、その後７２０〜６００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却した後、平均冷却速度１０℃／ｓ以上で３５０〜４６０℃まで冷却して３０秒〜２０分保持後、室温まで冷却してポリゴナルフェライト＋アシュキュラーフェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイト相＋マルテンサイトの５相組織とする衝撃特性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法が挙げられる。（例えば特許文献３参照）
さらに、従来の高強度鋼板の形状凍結性を向上させる技術として、体積分率にして２０〜９７％のフェライト相と３％以上の残留オーステナイト相から主としてなり、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合が５０〜９５％であることを特徴とし、好ましくは、Ｃ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．８〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％以下を含有し、ＳｉとＡｉがＳｉ＋Ａｌ≧０．５０ｍａｓｓ％の関係を満たす成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板が挙げられる。（例えば特許文献４参照）
さらにまた、本出願人は、所定の成分を有し、鋼板組織が、体積分率で１０〜５０％のフェライト相と、１０〜５０％の焼戻しマルテンサイト相と、残部硬質相とからなる、延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を開示している。（例えば特許文献５参照）
しかしながら、特許文献１では高価なＭｏを大量に添加することが必須であるため、生産コストを増大させる問題があった。
また、特許文献２では、熱延後の焼鈍工程を二工程に分け行っており、製造工程が複雑になる一方、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板における形状凍結性を安定して確保することが困難であった。
また、特許文献３では、スラブを製造する際に、鋳造条件を制御してスラブ中のＭｎの中心偏析を弱める処理が必要であり、生産効率が低下するおそれがあった。
また、特許文献４では、形状凍結性を向上させるべく鋼板組織や結晶粒のアスペクト比を規定しているが、延性や引張強度を確保するための規定はされておらず、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を確保することについては不安定なものであった。さらに、このような９００ＭＰａ以上の高強度域における形状凍結性が不十分であり、より形状凍結性を向上させることが望まれていた。
また、特許文献５では、１０〜５０％の焼戻しマルテンサイト相を有することを基本とし、加工性に劣る懸念があった。
また、特許文献２では、熱延後の焼鈍工程を二工程に分け行っており、製造工程が複雑になる一方、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板における形状凍結性を安定して確保することが困難であった。
また、特許文献３では、スラブを製造する際に、鋳造条件を制御してスラブ中のＭｎの中心偏析を弱める処理が必要であり、生産効率が低下するおそれがあった。
また、特許文献４では、形状凍結性を向上させるべく鋼板組織や結晶粒のアスペクト比を規定しているが、延性や引張強度を確保するための規定はされておらず、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を確保することについては不安定なものであった。さらに、このような９００ＭＰａ以上の高強度域における形状凍結性が不十分であり、より形状凍結性を向上させることが望まれていた。
また、特許文献５では、１０〜５０％の焼戻しマルテンサイト相を有することを基本とし、加工性に劣る懸念があった。
そこで、本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであって、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、優れた形状凍結性と加工性を有する高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、鋼板のミクロ組織を残留オーステナイト相を有するミクロ組織とし、さらに残留オーステナイト相中にＳｉ、Ｍｎを濃化させることにより、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、成形初期の加工硬化量が大きく、優れた形状凍結性と加工性を有する鋼板が得られることを見出した。
上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）
質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｎ：１．３〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、N：０．０００１〜０．０１００、Ｏ：０．０００１〜０．０１００、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイト相を含有し、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．８０〜１．００％であり、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｓｉ量ＷＳｉγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の１．１０倍以上であり、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｍｎ量ＷＭｎγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｍｎ量ＷＭｎ＊の１．１０倍以上であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域におけるＳｉ量の測定値ＷＳｉと前記平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の比と、前記複数の測定領域におけるＡｌ量の測定値ＷＡｌと前記平均Ａｌ量ＷＡｌ＊の比との和の度数分布を測定したとき、前記度数分布の最頻値が１．９５〜２．０５であり、かつ尖度が２．００以上である、形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（２）
鋼板組織として、さらに、体積分率で１０〜７５％のフェライト相と、合計で１０〜５０％のベイニティックフェライト相とベイナイト相のいずれか一方もしくは両方とを含み、焼戻しマルテンサイト相が、体積分率で１０％未満に制限され、フレッシュマルテンサイト相が、体積分率で１５％以下に制限されている、（１）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（３）
さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｖ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％の１種または２種以上を含有する、形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（４）
さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、の１種または２種以上を含有する、（１）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（５）
さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜
０．５０００％含有する、（１）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（６）
（１）に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなる、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（７）
前記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されている、（６）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（８）
質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｎ：１．３〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、N：０．０００１〜０．０１００、Ｏ：０．０００１〜０．０１００、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１１００℃以上に加熱し、８５０℃あるいはＡｒ３温度の高い方を下限とする温度域で熱間圧延し、圧延完了後から巻取開始までの範囲を平均で１０℃／秒以上の速度で冷却する第１冷却を行い、巻取温度６００〜７５０℃の範囲内で巻き取り、巻取り後の鋼板を前記巻取温度から（前記巻き取り温度−１００）℃までの範囲を平均で１５℃／時以下の速度で冷却する第２冷却を行う工程である熱間圧延工程と、前記第２冷却の後、前記鋼板を最高加熱温度（Ａｃ１＋４０）℃〜１０００℃で焼鈍し、次いで、前記最高加熱温度から７００℃までの範囲における平均冷却速度が１．０〜１０．０℃／秒である第３冷却を行い、次いで、７００℃から５００℃までの範囲における平均冷却速度が５．０〜２００．０℃／秒である第４冷却を行い、次いで、前記第４冷却後の鋼板を３５０〜４５０℃の範囲内で３０〜１０００秒間保持する停留処理を行う連続焼鈍工程と、を備える、形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（９）
前記熱間圧延工程と前記連続焼鈍工程との間に、酸洗してから３０〜７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程を備える、（８）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１０）
前記連続焼鈍工程の後に、鋼板を１０％未満の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備える、（８）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１１）
（８）に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記停留処理を行った後、電気亜鉛めっきを施して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２）
（８）に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記第４冷却と前記停留処理との間、または前記停留処理の後において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１３）
前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、前記鋼板を４６０〜６００℃まで再加熱し、２秒以上保持して前記亜鉛めっき層を合金化させる、（１２）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１４）
前記亜鉛めっき層を形成した後、該亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、（１１）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１５）
前記亜鉛めっき層を合金化させた後、該合金化した亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、（１３）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｎ：１．３〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、N：０．０００１〜０．０１００、Ｏ：０．０００１〜０．０１００、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイト相を含有し、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．８０〜１．００％であり、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｓｉ量ＷＳｉγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の１．１０倍以上であり、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｍｎ量ＷＭｎγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｍｎ量ＷＭｎ＊の１．１０倍以上であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域におけるＳｉ量の測定値ＷＳｉと前記平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の比と、前記複数の測定領域におけるＡｌ量の測定値ＷＡｌと前記平均Ａｌ量ＷＡｌ＊の比との和の度数分布を測定したとき、前記度数分布の最頻値が１．９５〜２．０５であり、かつ尖度が２．００以上である、形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（２）
鋼板組織として、さらに、体積分率で１０〜７５％のフェライト相と、合計で１０〜５０％のベイニティックフェライト相とベイナイト相のいずれか一方もしくは両方とを含み、焼戻しマルテンサイト相が、体積分率で１０％未満に制限され、フレッシュマルテンサイト相が、体積分率で１５％以下に制限されている、（１）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（３）
さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｖ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％の１種または２種以上を含有する、形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（４）
さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、の１種または２種以上を含有する、（１）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（５）
さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜
０．５０００％含有する、（１）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（６）
（１）に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなる、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（７）
前記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されている、（６）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（８）
質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｎ：１．３〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、N：０．０００１〜０．０１００、Ｏ：０．０００１〜０．０１００、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１１００℃以上に加熱し、８５０℃あるいはＡｒ３温度の高い方を下限とする温度域で熱間圧延し、圧延完了後から巻取開始までの範囲を平均で１０℃／秒以上の速度で冷却する第１冷却を行い、巻取温度６００〜７５０℃の範囲内で巻き取り、巻取り後の鋼板を前記巻取温度から（前記巻き取り温度−１００）℃までの範囲を平均で１５℃／時以下の速度で冷却する第２冷却を行う工程である熱間圧延工程と、前記第２冷却の後、前記鋼板を最高加熱温度（Ａｃ１＋４０）℃〜１０００℃で焼鈍し、次いで、前記最高加熱温度から７００℃までの範囲における平均冷却速度が１．０〜１０．０℃／秒である第３冷却を行い、次いで、７００℃から５００℃までの範囲における平均冷却速度が５．０〜２００．０℃／秒である第４冷却を行い、次いで、前記第４冷却後の鋼板を３５０〜４５０℃の範囲内で３０〜１０００秒間保持する停留処理を行う連続焼鈍工程と、を備える、形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（９）
前記熱間圧延工程と前記連続焼鈍工程との間に、酸洗してから３０〜７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程を備える、（８）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１０）
前記連続焼鈍工程の後に、鋼板を１０％未満の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備える、（８）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１１）
（８）に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記停留処理を行った後、電気亜鉛めっきを施して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２）
（８）に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記第４冷却と前記停留処理との間、または前記停留処理の後において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１３）
前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、前記鋼板を４６０〜６００℃まで再加熱し、２秒以上保持して前記亜鉛めっき層を合金化させる、（１２）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１４）
前記亜鉛めっき層を形成した後、該亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、（１１）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１５）
前記亜鉛めっき層を合金化させた後、該合金化した亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、（１３）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明の高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板は、所定の化学成分を有し、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、Ｓｉ量の測定値と平均Ｓｉ量の比と、Ａｌ量の測定値と平均Ａｌ量の比との和の度数分布を測定したとき、この度数分布の最頻値が１．９５〜２．０５であり、かつ尖度が２．００以上であるため、鋼板の全域においてＳｉあるいはＡｌのいずれかが平均量と等量以上に存在するような分配状態とできる。これにより、鉄系炭化物の生成が抑制され、Ｃが炭化物として消費されることを防ぐことができる。そのため、残留オーステナイト相を安定して確保することができ、その結果、形状凍結性、延性および引張強度を大きく向上させることができる。
また、本発明の高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板は、残留オーステナイト相が体積分率で５〜２０％を占め、残留オーステナイト相に含まれるＳｉ量が平均Ｓｉ量の１．１０倍以上であり、さらに残留オーステナイト相に含まれるＭｎ量が平均Ｍｎ量の１．１０倍以上であり、さらに残留オーステナイト相に含まれるＣ量が質量％で０．８０〜１．００％であるので、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、優れた形状凍結性と加工性を有する優れた鋼板が得られる。
また、本発明の高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板は、残留オーステナイト相が体積分率で５〜２０％を占め、残留オーステナイト相に含まれるＳｉ量が平均Ｓｉ量の１．１０倍以上であり、さらに残留オーステナイト相に含まれるＭｎ量が平均Ｍｎ量の１．１０倍以上であり、さらに残留オーステナイト相に含まれるＣ量が質量％で０．８０〜１．００％であるので、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、優れた形状凍結性と加工性を有する優れた鋼板が得られる。
また、本発明の鋼板の製造方法では、所定の化学成分を有するスラブを熱延コイルとする工程が、熱間圧延完了から巻き取りまでの冷却速度を１０℃／秒以上とする第１冷却工程と、鋼板を６００〜７００℃でコイルとする巻き取り工程と、巻き取り温度から（巻き取り温度−１００）℃までの平均冷却速度を１５℃／時以下とする第２冷却工程を備えるので、鋼板内部の固溶Ｓｉと固溶Ａｌを対称的に分布させることができ、すなわちＳｉ量の高い個所ではＡｌ量が低くなり、かつ固溶Ｓｉの濃化した個所と固溶Ｍｎの濃化した個所を同一とさせることができる。
さらに、本発明の鋼板の製造方法では、鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる工程が、最高加熱温度（Ａｃ１＋４０）℃〜１０００℃で焼鈍する工程と、最高加熱温度から７００℃まで鋼板を平均して１．０〜１０．０℃／ｓｅｃで冷却する第３冷却工程と、第３冷却工程後の鋼板を、７００℃から５００℃まで平均して５．０〜２００．０℃／ｓｅｃで冷却する第４冷却工程と、第４冷却工程後の鋼板を、３５０〜４５０℃の範囲で３０〜１０００秒停留させる工程を備えるため、鋼板のミクロ組織が５〜２０％の残留オーステナイト相を含有し、かつ残留オーステナイト相中に所定の濃度のＳｉ、Ｍｎ、Ｃを固溶させることができるため、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保でき、かつ、優れた形状凍結性と加工性を有する高強度鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
さらに、本発明の鋼板の製造方法では、鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる工程が、最高加熱温度（Ａｃ１＋４０）℃〜１０００℃で焼鈍する工程と、最高加熱温度から７００℃まで鋼板を平均して１．０〜１０．０℃／ｓｅｃで冷却する第３冷却工程と、第３冷却工程後の鋼板を、７００℃から５００℃まで平均して５．０〜２００．０℃／ｓｅｃで冷却する第４冷却工程と、第４冷却工程後の鋼板を、３５０〜４５０℃の範囲で３０〜１０００秒停留させる工程を備えるため、鋼板のミクロ組織が５〜２０％の残留オーステナイト相を含有し、かつ残留オーステナイト相中に所定の濃度のＳｉ、Ｍｎ、Ｃを固溶させることができるため、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保でき、かつ、優れた形状凍結性と加工性を有する高強度鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
以下、本発明の形状凍結性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法について詳細に説明する。
＜高強度鋼板＞
本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｎ：１．３〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、N：０．０００１〜０．０１００、O：０．０００１〜０．０１００、をそれぞれ含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイト相を含有し、残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．８０〜１．００％であり、残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｓｉ量ＷＳｉγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の１．１０倍以上であり、残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｍｎ量ＷＭｎγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｍｎ量ＷＭｎ＊の１．１０倍以上であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、複数の測定領域におけるＳｉ量の測定値ＷＳｉと前記平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の比と、複数の測定領域におけるＡｌ量の測定値ＷＡｌと前記平均Ａｌ量ＷＡｌ＊の比との和の度数分布を測定したとき、度数分布の最頻値が１．９５〜２．０５であり、かつ尖度が５．００以上である。
以下、本発明の鋼板組織および化学成分（組成）を限定した理由について説明する。なお、％の表記は特に断りがない場合は、組織については体積分率を意味し、組成については質量％を意味する。
本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｎ：１．３〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、N：０．０００１〜０．０１００、O：０．０００１〜０．０１００、をそれぞれ含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイト相を含有し、残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．８０〜１．００％であり、残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｓｉ量ＷＳｉγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の１．１０倍以上であり、残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｍｎ量ＷＭｎγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｍｎ量ＷＭｎ＊の１．１０倍以上であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、複数の測定領域におけるＳｉ量の測定値ＷＳｉと前記平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の比と、複数の測定領域におけるＡｌ量の測定値ＷＡｌと前記平均Ａｌ量ＷＡｌ＊の比との和の度数分布を測定したとき、度数分布の最頻値が１．９５〜２．０５であり、かつ尖度が５．００以上である。
以下、本発明の鋼板組織および化学成分（組成）を限定した理由について説明する。なお、％の表記は特に断りがない場合は、組織については体積分率を意味し、組成については質量％を意味する。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、所定の化学成分を有し、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、残留オーステナイト相を体積分率で５〜２０％含み、残留オーステナイト相中の固溶Ｃ量が質量％で０．８０〜１．００％であり、残留オーステナイト相中の固溶Ｍｎ量、ＷＭｎγと鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｍｎ量、ＷＭｎ＊の比、ＷＭｎγ／ＷＭｎ＊が１．１０以上であり、残留オーステナイト相中の固溶Ｓｉ量、ＷＳｉγと鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｓｉ量、ＷＳｉ＊の比、ＷＳｉγ／ＷＳｉ＊が１．１０以上であるので、引張強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、優れた形状凍結性と加工性を有する鋼板となる。
なお、鋼板組織の全体において、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイトを含有することが望ましい。しかしながら、鋼板の板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における金属組織は、鋼板全体の組織を代表する。従って、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイトを含有していれば、実質的に、鋼板の組織全体において、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイトを含有ているとみなすことができる。このため、本発明では、母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における残留オーステナイトの体積分率の範囲について規定した。
残留オーステナイト相の体積分率は、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行い、面積分率を算出し、それを持って体積分率と見なすことができる。
なお、１／８厚〜３／８厚の範囲におけるミクロ組織は均質性が高く、十分に広い領域を測定すれば、１／８厚〜３／８厚のどこで測定しても、１／８厚〜３／８厚の範囲を代表するミクロ組織分率が得られる。
残留オーステナイト相は鋼板の板面に平行な１／８厚〜３／８厚の任意の面においてＸ線回折試験を行い、面積分率を算出し、それを持って１／８厚〜３／８厚の範囲における体積分率と見なすことができる。具体的には鋼板の板面に平行な１／４厚の面において、２５００００平方μｍ以上の範囲でＸ線回折試験を行うことが好ましい。
以下、残留オーステナイト相中への固溶元素および固溶元素量について詳細に説明する。
なお、鋼板組織の全体において、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイトを含有することが望ましい。しかしながら、鋼板の板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における金属組織は、鋼板全体の組織を代表する。従って、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイトを含有していれば、実質的に、鋼板の組織全体において、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイトを含有ているとみなすことができる。このため、本発明では、母材鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における残留オーステナイトの体積分率の範囲について規定した。
残留オーステナイト相の体積分率は、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行い、面積分率を算出し、それを持って体積分率と見なすことができる。
なお、１／８厚〜３／８厚の範囲におけるミクロ組織は均質性が高く、十分に広い領域を測定すれば、１／８厚〜３／８厚のどこで測定しても、１／８厚〜３／８厚の範囲を代表するミクロ組織分率が得られる。
残留オーステナイト相は鋼板の板面に平行な１／８厚〜３／８厚の任意の面においてＸ線回折試験を行い、面積分率を算出し、それを持って１／８厚〜３／８厚の範囲における体積分率と見なすことができる。具体的には鋼板の板面に平行な１／４厚の面において、２５００００平方μｍ以上の範囲でＸ線回折試験を行うことが好ましい。
以下、残留オーステナイト相中への固溶元素および固溶元素量について詳細に説明する。
（残留オーステナイト相）
残留オーステナイト相に固溶する元素量は、残留オーステナイト相の安定性を決め、残留オーステナイト相が硬質なマルテンサイトへ変態するために必要なひずみ量を変化させる。このため、残留オーステナイト相の固溶元素量を制御することで加工硬化挙動を制御し、形状凍結性、延性および引張強度を大きく向上させることが可能である。
残留オーステナイト相に固溶する元素量は、残留オーステナイト相の安定性を決め、残留オーステナイト相が硬質なマルテンサイトへ変態するために必要なひずみ量を変化させる。このため、残留オーステナイト相の固溶元素量を制御することで加工硬化挙動を制御し、形状凍結性、延性および引張強度を大きく向上させることが可能である。
残留オーステナイト相中の固溶Ｃは、残留オーステナイト相の安定性を高め、変態後のマルテンサイトの強度を高める元素である。固溶Ｃ量が０．８０％未満では、残留オーステナイトによる延性向上の効果が十分に得られないため、本実施形態では、固溶Ｃ量の下限を０．８０％とする。なお、延性を十分に高めるため、固溶Ｃ量は０．８５％以上であることが好ましく、０．９０％以上であることがさらに好ましい。一方、固溶Ｃ量が１．００％を超えると、変態後のマルテンサイトの強度が高くなりすぎ、伸びフランジ変形などの局所的に大ひずみを受ける加工に対して、該マルテンサイトが破壊の起点として作用するため、却って成形性が劣化することから、固溶Ｃ量の上限を１．００％以下とする。この観点から、固溶Ｃ量は０．９８％以下であることが好ましく、０．９６％以下であることがさらに好ましい。
なお、残留オーステナイト相中の固溶Ｃ量（Ｃγ）は、残留オーステナイト相の面積分率の測定と同じ条件でＸ線回折試験を行い、残留オーステナイト相の格子状数ａを求め、下記式（１）を用いて求めることができる。
残留オーステナイト相中の固溶Ｍｎは、残留オーステナイト相の安定性を高める元素である。残留オーステナイト相中の固溶Ｍｎ量をＷＭｎγ、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｍｎ量をＷＭｎ＊としたとき、本実施形態において、両者の比、ＷＭｎγ／ＷＭｎ＊の下限を１．１以上とする。なお、残留オーステナイト相の安定性を高めるため、ＷＭｎγ／ＷＭｎ＊は１．１５以上であることが好ましく、１．２０以上であることがさらに好ましい。
また、残留オーステナイト相中の固溶Ｓｉは、軽ひずみ領域では残留オーステナイト相を適度に不安定にし、加工硬化能を高め、形状凍結性を高める元素である。つまり、残留オーステナイト相中にＳｉを濃化させることにより、残留オーステナイト相に適度な不安定さを付与することができるため、歪みを加えた際に容易に変態し、加工時の初期段階において十分な加工硬化を生じさせることができる。一方、残留オーステナイト相中の固溶Ｓｉは、高ひずみ領域では残留オーステナイト相の安定性を高め、局部延性に寄与する元素である。
本実施形態においては、残留オーステナイト相中の固溶Ｓｉ量、ＷＳｉγと、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｓｉ量、ＷＳｉ＊の比、ＷＳｉγ／ＷＳｉ＊を１．１０以上とすることで、上述の固溶Ｓｉの影響が得られる。なお、ＷＳｉγ／ＷＳｉ＊は１．１５以上であることが好ましく、１．２０以上であることがさらに好ましい。
本実施形態においては、残留オーステナイト相中の固溶Ｓｉ量、ＷＳｉγと、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｓｉ量、ＷＳｉ＊の比、ＷＳｉγ／ＷＳｉ＊を１．１０以上とすることで、上述の固溶Ｓｉの影響が得られる。なお、ＷＳｉγ／ＷＳｉ＊は１．１５以上であることが好ましく、１．２０以上であることがさらに好ましい。
また、残留オーステナイト相中の固溶ＭｎおよびＳｉ量は、鋼板の１／８厚から３／８厚の範囲においてまず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取する。次いで、１／４厚を中心として１／８厚から３／８厚の範囲においてＥＰＭＡ分析を行い、ＭｎおよびＳｉ量を測定する。測定はプローブ径を０．２〜１．０μｍとし、１点当たりの測定時間を１０ｍｓ以上として行い、面分析で２５００点以上の点においてＭｎおよびＳｉ量を測定し、ＳｉおよびＭｎ濃度マップを作成する。
ここで、上記測定結果のうち、Ｍｎ濃度がそれぞれ添加Ｍｎ濃度のそれぞれ３倍を超える点は、Ｍｎ硫化物などの介在物を測定した点と考えられる。また、Ｍｎ濃度が添加Ｍｎ濃度の１／３倍未満の点は、Ａｌ酸化物などの介在物を測定した点と考えられる。これら介在物中のＭｎ濃度は、地鉄中の相変態挙動にほとんど影響しないため、上記測定結果から介在物の測定結果を除くこととする。なお、Ｓｉの測定結果に関しても同様に処理し、上記測定結果から介在物の測定結果を除くこととする。
そして、上記ＥＰＭＡ分析の前後いずれかにおいて分析した領域をＥＢＳＤ解析法によって観察し、ＦＣＣ鉄（残留オーステナイト相）とＢＣＣ鉄（フェライト）の分布をマッピングし、得られたマップをＳｉおよびＭｎ濃度マップと重ね、ＦＣＣ鉄すなわち残留オーステナイトの領域と重なる領域のＳｉおよびＭｎ量を読み取る。これにより、残留オーステナイト相中の固溶ＳｉおよびＭｎ量を求めることができる。
ここで、上記測定結果のうち、Ｍｎ濃度がそれぞれ添加Ｍｎ濃度のそれぞれ３倍を超える点は、Ｍｎ硫化物などの介在物を測定した点と考えられる。また、Ｍｎ濃度が添加Ｍｎ濃度の１／３倍未満の点は、Ａｌ酸化物などの介在物を測定した点と考えられる。これら介在物中のＭｎ濃度は、地鉄中の相変態挙動にほとんど影響しないため、上記測定結果から介在物の測定結果を除くこととする。なお、Ｓｉの測定結果に関しても同様に処理し、上記測定結果から介在物の測定結果を除くこととする。
そして、上記ＥＰＭＡ分析の前後いずれかにおいて分析した領域をＥＢＳＤ解析法によって観察し、ＦＣＣ鉄（残留オーステナイト相）とＢＣＣ鉄（フェライト）の分布をマッピングし、得られたマップをＳｉおよびＭｎ濃度マップと重ね、ＦＣＣ鉄すなわち残留オーステナイトの領域と重なる領域のＳｉおよびＭｎ量を読み取る。これにより、残留オーステナイト相中の固溶ＳｉおよびＭｎ量を求めることができる。
残留オーステナイト相中の固溶Ｓｉは、上述したように、軽ひずみ領域では残留オーステナイト相を適度に不安定にし、加工硬化能を高め、形状凍結性を高める元素であり、高ひずみ領域では残留オーステナイト相の安定性を高め、局部延性に寄与する元素であるとともに、鉄系炭化物の生成を抑制する元素でもある。
通常、残留オーステナイト相中にＳｉを濃化させるだけでは、Ｓｉが濃化していない箇所で鉄系炭化物が生成し、オーステナイト安定化元素であるＣが炭化物として消費されてしまい、その結果、残留オーステナイト相を十分に確保することができず、形状凍結性が劣化するという課題があった。
そこで本実施形態では、Ｓｉと同様に鉄系炭化物の生成を抑制する元素であるＡｌを適量添加し、熱間圧延工程において所定の熱履歴で処理することにより、Ｓｉを効率的に残留オーステナイトへ濃化させることができる。またこの時、ＡｌはＳｉの濃度分布と逆の濃度分布を示し、Ｓｉ濃度が低い領域ほどＡｌ量が高くなる。そのため、残留オーステナイト中において、Ｓｉ濃度の高い領域ではＳｉによって鉄系炭化物の生成を抑え、Ｓｉ濃度の低い領域では代わりにＡｌによって鉄系炭化物の生成を抑制することができる。これによって、残留オーステナイト相中において、Ｃが炭化物として消費されることを防ぐことができ、残留オーステナイト相を効率的に得ることができる。また、加工時に破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物の生成を抑制できることから、形状凍結性、延性および引張強度の向上に寄与する。
Ｓｉはオーステナイトを不安定にする元素であり、一般的には残留オーステナイト相中にＭｎが濃化し、フェライト中にＳｉが濃化する。しかしながら、本発明では、Ａｌを添加し、所定の製造条件を経ることで、Ａｌがフェライト中の濃化し、Ｓｉが残留オーステナイト相中に濃化するようになる。
通常、残留オーステナイト相中にＳｉを濃化させるだけでは、Ｓｉが濃化していない箇所で鉄系炭化物が生成し、オーステナイト安定化元素であるＣが炭化物として消費されてしまい、その結果、残留オーステナイト相を十分に確保することができず、形状凍結性が劣化するという課題があった。
そこで本実施形態では、Ｓｉと同様に鉄系炭化物の生成を抑制する元素であるＡｌを適量添加し、熱間圧延工程において所定の熱履歴で処理することにより、Ｓｉを効率的に残留オーステナイトへ濃化させることができる。またこの時、ＡｌはＳｉの濃度分布と逆の濃度分布を示し、Ｓｉ濃度が低い領域ほどＡｌ量が高くなる。そのため、残留オーステナイト中において、Ｓｉ濃度の高い領域ではＳｉによって鉄系炭化物の生成を抑え、Ｓｉ濃度の低い領域では代わりにＡｌによって鉄系炭化物の生成を抑制することができる。これによって、残留オーステナイト相中において、Ｃが炭化物として消費されることを防ぐことができ、残留オーステナイト相を効率的に得ることができる。また、加工時に破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物の生成を抑制できることから、形状凍結性、延性および引張強度の向上に寄与する。
Ｓｉはオーステナイトを不安定にする元素であり、一般的には残留オーステナイト相中にＭｎが濃化し、フェライト中にＳｉが濃化する。しかしながら、本発明では、Ａｌを添加し、所定の製造条件を経ることで、Ａｌがフェライト中の濃化し、Ｓｉが残留オーステナイト相中に濃化するようになる。
また、本実施形態にかかる鋼板の圧延方向に平行な板厚断面において、１／４厚を中心に１／８厚から３／８厚の各測定領域におけるＳｉ量の測定値ＷＳｉと、１／８厚から３／８厚までの平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の比と、同じくＡｌ量の測定値ＷＡｌと、１／８厚から３／８厚までの平均Ａｌ量ＷＡｌ＊の比の和である、Ｆ（ＷＳｉ，ＷＡｌ）＝ＷＳｉ／ＷＳｉ＊＋ＷＡｌ／ＷＡｌ＊の度数分布（ヒストグラム）を作成したとき、最頻値を１．９５〜２．０５の範囲とし、下記式（２）で定義されるヒストグラムの尖度Ｋを２．００以上とする。なお、前記測定領域は、直径１μｍ以下とし、このような測定領域を複数設定してＳｉ量とＡｌ量を測定した。
このように、鋼板の全域においてＳｉあるいはＡｌのいずれかが平均量と等量以上に存在するような分配状態とすることにより、鉄系炭化物の生成が抑制されるため、残留オーステナイト相を安定して確保することができ、その結果、形状凍結性、延性および引張強度を大きく向上させることができる。
最頻値が１．９５未満となる場合、２．０５超となる場合および尖度Ｋが２．００未満となる場合のいずれにおいても、測定範囲において鉄系炭化物の生成抑制能が小さい領域が存在し、十分な形状凍結性、成形性および／または強度が得られない可能性がある。この観点から、尖度Ｋは２．５０以上であることが好ましく、３．００以上であることがさらに好ましい。
このように、鋼板の全域においてＳｉあるいはＡｌのいずれかが平均量と等量以上に存在するような分配状態とすることにより、鉄系炭化物の生成が抑制されるため、残留オーステナイト相を安定して確保することができ、その結果、形状凍結性、延性および引張強度を大きく向上させることができる。
最頻値が１．９５未満となる場合、２．０５超となる場合および尖度Ｋが２．００未満となる場合のいずれにおいても、測定範囲において鉄系炭化物の生成抑制能が小さい領域が存在し、十分な形状凍結性、成形性および／または強度が得られない可能性がある。この観点から、尖度Ｋは２．５０以上であることが好ましく、３．００以上であることがさらに好ましい。
ここで、尖度Ｋとは、データから下記の（２）式によって求められる数字であり、データの度数分布を正規分布と比較して評価した数値である。尖度が負の数になる場合はデータの度数分布曲線が相対的に平坦であることを表し、絶対値が大きいほど正規分布から外れることを意味する。
なお、下記式（２）中のＦiは、ｉ番目の測定点におけるＦ（ＷＳｉ，ＷＡｌ）の値、Ｆ＊は、Ｆ（ＷＳｉ，ＷＡｌ）の平均値、ｓ＊は、Ｆ（ＷＳｉ，ＷＡｌ）の標準偏差、そしてＮは、得られたヒストグラムの測定点数である。
なお、下記式（２）中のＦiは、ｉ番目の測定点におけるＦ（ＷＳｉ，ＷＡｌ）の値、Ｆ＊は、Ｆ（ＷＳｉ，ＷＡｌ）の平均値、ｓ＊は、Ｆ（ＷＳｉ，ＷＡｌ）の標準偏差、そしてＮは、得られたヒストグラムの測定点数である。
なお、固溶Ｃ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌ量の測定方法は上記の手法に限らない。例えばＥＭＡ法や三次元アトムプローブ（３Ｄ−ＡＰ）を用いた直接観察を行って、各種元素の濃度を測定しても良い。
（ミクロ組織）
本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、上述の残留オーステナイト相の他に、体積分率で、フェライト相：１０〜７５％、イニティックフェライト相とベイナイト相のいずれか一方もしくは両方：合計で１０〜５０％を含み、焼戻しマルテンサイト相が、体積分率で１０％未満に制限され、フレッシュマルテンサイト相が、体積分率で１５％以下に制限されていることが好ましい。本発明の高強度鋼板がこのような鋼板組織を有するものである場合、より優れた形状凍結性および成形性を有する鋼板となる。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、上述の残留オーステナイト相の他に、体積分率で、フェライト相：１０〜７５％、イニティックフェライト相とベイナイト相のいずれか一方もしくは両方：合計で１０〜５０％を含み、焼戻しマルテンサイト相が、体積分率で１０％未満に制限され、フレッシュマルテンサイト相が、体積分率で１５％以下に制限されていることが好ましい。本発明の高強度鋼板がこのような鋼板組織を有するものである場合、より優れた形状凍結性および成形性を有する鋼板となる。
「フェライト相」
フェライト相は、延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で１０〜７５％含まれていることが好ましい。鋼板組織に含まれるフェライト相の体積分率は、延性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。また、鋼板の引張強度を十分高めるには、鋼板組織に含まれるフェライト相の体積分率を６５％以下とすることがより好ましく、５０％以下とすることがさらに好ましい。フェライト相の体積分率が１０％未満である場合、十分な延性が得られない恐れがある。一方、フェライト相は軟質な組織であるため、体積分率が７５％を超えると十分な強度が得られない場合がある。
フェライト相は、延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で１０〜７５％含まれていることが好ましい。鋼板組織に含まれるフェライト相の体積分率は、延性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。また、鋼板の引張強度を十分高めるには、鋼板組織に含まれるフェライト相の体積分率を６５％以下とすることがより好ましく、５０％以下とすることがさらに好ましい。フェライト相の体積分率が１０％未満である場合、十分な延性が得られない恐れがある。一方、フェライト相は軟質な組織であるため、体積分率が７５％を超えると十分な強度が得られない場合がある。
「ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相」
ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは、残留オーステナイト相を効率的に得るために必要な組織であり、鋼板組織に体積分率で合計で１０〜５０％含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相は、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相および残留オーステナイト相の中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは、残留オーステナイト相を効率的に得るために必要な組織であり、鋼板組織に体積分率で合計で１０〜５０％含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相は、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相および残留オーステナイト相の中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
「焼戻しマルテンサイト相」
焼戻しマルテンサイト相は引張強度を向上させる組織である。しかし、マルテンサイトはＳｉ含有量の多い未変態オーステナイトを優先的に消費して生成するため、焼戻しマルテンサイトを多く含む鋼板ではＳｉ含有量の多い残留オーステナイトが少ない傾向にある。また、焼戻しマルテンサイトが１０％以上であると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。そのため、本発明では、焼戻しマルテンサイトは、体積分率で１０％未満に制限される。好ましくは、焼戻しマルテンサイト相は８％以下であり、６％以下がより好ましい。
焼戻しマルテンサイト相は引張強度を向上させる組織である。しかし、マルテンサイトはＳｉ含有量の多い未変態オーステナイトを優先的に消費して生成するため、焼戻しマルテンサイトを多く含む鋼板ではＳｉ含有量の多い残留オーステナイトが少ない傾向にある。また、焼戻しマルテンサイトが１０％以上であると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。そのため、本発明では、焼戻しマルテンサイトは、体積分率で１０％未満に制限される。好ましくは、焼戻しマルテンサイト相は８％以下であり、６％以下がより好ましい。
「フレッシュマルテンサイト相」
フレッシュマルテンサイト相は、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって伸びフランジ性を劣化させる。さらに、マルテンサイトはＳｉ含有量の多い未変態オーステナイトを優先的に消費して生成するため、フレッシュマルテンサイトを多く含む鋼板ではＳｉ含有量の多い残留オーステナイトが少ない傾向にある。伸びフランジ性および形状凍結性の観点から、鋼板組織中のフレッシュマルテンサイト相が体積分率で１５％以下に制限されていることが好ましい。伸びフランジ性をさらに高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることが更に好ましい。
フレッシュマルテンサイト相は、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって伸びフランジ性を劣化させる。さらに、マルテンサイトはＳｉ含有量の多い未変態オーステナイトを優先的に消費して生成するため、フレッシュマルテンサイトを多く含む鋼板ではＳｉ含有量の多い残留オーステナイトが少ない傾向にある。伸びフランジ性および形状凍結性の観点から、鋼板組織中のフレッシュマルテンサイト相が体積分率で１５％以下に制限されていることが好ましい。伸びフランジ性をさらに高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることが更に好ましい。
「その他のミクロ組織」
本発明の高強度鋼板の鋼板組織には、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライトおよび／または粗大なセメンタイトが多くなると、延性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび／または粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織には、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライトおよび／または粗大なセメンタイトが多くなると、延性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび／または粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織に含まれるフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率と見なすことができる。
このように、残留オーステナイト相を除くミクロ組織の分率は１／８厚〜３／８厚の任意の場所において電子顕微鏡で観察して測定することができる。具体的には母材鋼板の板面に垂直かつ圧延方向に平行な面において、１／８厚〜３／８厚の範囲において互いに１ｍｍ以上の間隔をおいて設定した３つ以上の視野において電子顕微鏡による観察を行い、観察面積の合計が５０００平方μｍ以上の範囲における各組織の面積分率を算出し、それを持って１／８厚〜３／８厚の範囲における体積分率と見なすことができる。
このように、残留オーステナイト相を除くミクロ組織の分率は１／８厚〜３／８厚の任意の場所において電子顕微鏡で観察して測定することができる。具体的には母材鋼板の板面に垂直かつ圧延方向に平行な面において、１／８厚〜３／８厚の範囲において互いに１ｍｍ以上の間隔をおいて設定した３つ以上の視野において電子顕微鏡による観察を行い、観察面積の合計が５０００平方μｍ以上の範囲における各組織の面積分率を算出し、それを持って１／８厚〜３／８厚の範囲における体積分率と見なすことができる。
フェライトは塊状の結晶粒であって、内部に長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物が無い領域である。なお、フェライトの体積分率は、最高加熱温度において残存するフェライトと、フェライト変態温度域で新たに生成したフェライトの体積分率の和である。
ベイニティックフェライトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。
ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一の方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。
焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が複数のバリアント、すなわち異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
なお、ＦＥ−ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることによって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは容易に区別しうる。
ベイニティックフェライトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。
ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一の方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。
焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が複数のバリアント、すなわち異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
なお、ＦＥ−ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることによって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは容易に区別しうる。
また、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは十分に腐食されない。したがって、ＦＥ−ＳＥＭによる観察において上述の組織（フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）とは明瞭に区別される。
したがって、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、ＦＥ−ＳＥＭにて観察された腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線によって測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求められる。
したがって、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、ＦＥ−ＳＥＭにて観察された腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線によって測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求められる。
(化学成分)
次に、本発明の高強度鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明に
おける［％］は［質量％］である。
次に、本発明の高強度鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明に
おける［％］は［質量％］である。
「Ｃ：０．０７５〜０．３００％」
Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Ｃの含有量が０．３００％を超えると溶接性が不十分となる。溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．２５０％以下であることが好ましく、０．２２０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５％未満であると強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが出来ない。強度を高めるため、Ｃの含有量は０．０９０％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Ｃの含有量が０．３００％を超えると溶接性が不十分となる。溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．２５０％以下であることが好ましく、０．２２０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５％未満であると強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが出来ない。強度を高めるため、Ｃの含有量は０．０９０％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
「Ｓｉ：０．３０〜２．５０％」
Ｓｉは、焼鈍工程において、鉄系炭化物の生成を抑制し、所定の量の残留オーステナイトを得るために必要な元素である。しかし、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると鋼板が脆化し、延性が劣化する。延性の観点から、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．３０％未満では鉄系炭化物が焼鈍工程において多量に生成し、十分な量の残留オーステナイト相が得られず、９００ＭＰａ以上の引張最大強度と形状凍結性を両立することが出来ない。形状凍結性を高めるため、Ｓｉの下限値は０．５０％以上であることが好ましく、０．７０％以上がより好ましい。
Ｓｉは、焼鈍工程において、鉄系炭化物の生成を抑制し、所定の量の残留オーステナイトを得るために必要な元素である。しかし、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると鋼板が脆化し、延性が劣化する。延性の観点から、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．３０％未満では鉄系炭化物が焼鈍工程において多量に生成し、十分な量の残留オーステナイト相が得られず、９００ＭＰａ以上の引張最大強度と形状凍結性を両立することが出来ない。形状凍結性を高めるため、Ｓｉの下限値は０．５０％以上であることが好ましく、０．７０％以上がより好ましい。
「Ｍｎ：１．３０〜３．５０％」
Ｍｎは鋼板の強度を高めるために本発明の鋼板に添加される。しかし、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じ、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると溶接性も劣化する。したがって、Ｍｕの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点から、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が１．３０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されてしまうため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなるため、Ｍｎの含有量を１．３０％以上とする必要がある。強度を高めるため、Ｍｎの含有量は１．５０％以上であることが好ましく、１．７０％以上であることがより好ましい。
Ｍｎは鋼板の強度を高めるために本発明の鋼板に添加される。しかし、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じ、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると溶接性も劣化する。したがって、Ｍｕの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点から、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が１．３０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されてしまうため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなるため、Ｍｎの含有量を１．３０％以上とする必要がある。強度を高めるため、Ｍｎの含有量は１．５０％以上であることが好ましく、１．７０％以上であることがより好ましい。
「Ｐ：０．００１〜０．０３０％」
Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０３０％を超えると溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量を０．０３０％以下に限定する。Ｐの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．００１％を下限値とする。
Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０３０％を超えると溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量を０．０３０％以下に限定する。Ｐの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．００１％を下限値とする。
「Ｓ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１００％以下とする。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成して延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。Ｓの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とする。
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１００％以下とする。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成して延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。Ｓの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とする。
「Ａｌ：０．０８０％〜１．５００％」
Ａｌは鉄系炭化物の生成を抑えて残留オーステナイト相を得やすくする元素である。また、Ａｌを適量添加することで、残留オーステナイト相中の固溶Ｓｉ量を高め、形状凍結性を高めることができる。しかし、Ａｌの含有量が１．５００％を超えると溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を１．５００％とする。この観点から、Ａｌの含有量は１．２００％以下とすることが好ましく、０．９００％以下とすることがより好ましい。一方、Ａｌの含有量が０．０８０％未満では残留オーステナイト相中の固溶Ｓｉ量を高める効果が不十分であり、十分な形状凍結性を確保できない。Ａｌが高くなると、Ｓｉが残留オーステナイト相中に濃化しやすくなることから、Ａｌの含有量は０．１００％以上であることが好ましく、０．１５０％以上であることがさらに好ましい。
Ａｌは鉄系炭化物の生成を抑えて残留オーステナイト相を得やすくする元素である。また、Ａｌを適量添加することで、残留オーステナイト相中の固溶Ｓｉ量を高め、形状凍結性を高めることができる。しかし、Ａｌの含有量が１．５００％を超えると溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を１．５００％とする。この観点から、Ａｌの含有量は１．２００％以下とすることが好ましく、０．９００％以下とすることがより好ましい。一方、Ａｌの含有量が０．０８０％未満では残留オーステナイト相中の固溶Ｓｉ量を高める効果が不十分であり、十分な形状凍結性を確保できない。Ａｌが高くなると、Ｓｉが残留オーステナイト相中に濃化しやすくなることから、Ａｌの含有量は０．１００％以上であることが好ましく、０．１５０％以上であることがさらに好ましい。
「Ｎ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１００％以下とした。また、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすると、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１％を下限値とする。
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１００％以下とした。また、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすると、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１％を下限値とする。
「Ｏ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｏは、酸化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％以下とした。Ｏの含有量は０．００８０％以下であることが好ましく０．００６０％以下であることがさらに好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とした。
Ｏは、酸化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％以下とした。Ｏの含有量は０．００８０％以下であることが好ましく０．００６０％以下であることがさらに好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とした。
本発明の高強度鋼板においては、更に、必要に応じて、以下に示す元素を含んでいてもよい。
「Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％」
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０７０％以下であることがさらに好ましい。Ｔｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｔｉによる強度上昇効果を十分に得るにはＴｉの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。鋼板の高強度化には、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
「Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％」
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０７０％以下であることがさらに好ましい。Ｔｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｔｉによる強度上昇効果を十分に得るにはＴｉの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。鋼板の高強度化には、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
「Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％」
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０６０％以下であることがさらに好ましい。Ｎｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｂによる強度上昇効果を十分に得るにはＮｂの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。鋼板の高強度化には、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０６０％以下であることがさらに好ましい。Ｎｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｂによる強度上昇効果を十分に得るにはＮｂの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。鋼板の高強度化には、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
「Ｖ：０．００５〜０．１５０％」
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｖの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。Ｖの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｖによる強度上昇効果を十分に得るにはＶの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｖの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。Ｖの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｖによる強度上昇効果を十分に得るにはＶの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
「Ｂ：０．０００１〜０．０１００％」
Ｂは高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。生産性の観点から、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。Ｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｂによる高強度化を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。高強度化には、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
Ｂは高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。生産性の観点から、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。Ｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｂによる高強度化を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。高強度化には、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
「Ｍｏ：０．０１〜１．００％」
Ｍｏは高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏによる高強度化を十分に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｍｏは高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏによる高強度化を十分に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｗ：０．０１〜１．００％」
Ｗは高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｗの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化を十分に得るには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｗは高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｗの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化を十分に得るには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｃｒ：０．０１〜２．００％」
Ｃｒは高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｒの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｒによる高強度化を十分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｃｒは高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｒの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｒによる高強度化を十分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｎｉ：０．０１〜２．００％」
Ｎｉは高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｎｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｉによる高強度化を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｎｉは高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｎｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｉによる高強度化を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｃｕ：０．０１〜２．００％」
Ｃｕは微細な粒子として鋼中に存在することで強度を高める元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｕの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｕによる高強度化を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｃｕは微細な粒子として鋼中に存在することで強度を高める元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｕの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｕによる高強度化を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００％」
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量が合計が０．５０００％を超えると、却って延性を損なう恐れがあるため、各元素の含有量の合計が０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点から、Ｃａ、Ｃｅ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。
なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量が合計が０．５０００％を超えると、却って延性を損なう恐れがあるため、各元素の含有量の合計が０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点から、Ｃａ、Ｃｅ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。
なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
また、本発明の高強度鋼板は、表面に亜鉛めっき層や合金化した亜鉛メッキ層が形成されることにより、高強度亜鉛めっき鋼板とされていてもよい。高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されていることにより、優れた耐食性を有するものとなる。また、高強度鋼板の表面に、合金化した亜鉛メッキ層が形成されていることにより、優れた耐食性を有し、塗料の密着性に優れたものとなる。また、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層には、不純物としてＡｌが含まれても良い。
合金化亜鉛めっき層は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有しても良く、あるいは、それらが混入されてもよい。合金化亜鉛めっき層が、上記の元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入されたものであっても、本発明の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層の付着量については特に制約は設けないが、耐食性の観点から２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下であることが望ましい。また、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層のの平均厚さは、１．０μｍ以上、５０μｍ以下とする。１．０μｍ未満では十分な耐食性が得られない。好ましくは２．０μｍ以上とする。一方、５０．０μｍ超では経済的でなく、鋼板の強度を損なうため好ましくない。原料コストの観点からは、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層の厚さは薄いほど好ましく、３０．０μｍ以下であることが好ましい。
めっき層の平均厚さは、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、鋼板の表面と裏面でそれぞれ５箇所ずつ、合計で１０箇所のめっき層厚さを測定し、その平均値をもってめっき層厚さとする。
めっき層の平均厚さは、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、鋼板の表面と裏面でそれぞれ５箇所ずつ、合計で１０箇所のめっき層厚さを測定し、その平均値をもってめっき層厚さとする。
なお、合金化処理を施す場合、合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量は、良好な耐フレーキング性を確保するために８．０％以上とし、９．０％以上であることが好ましい。また、合金化亜鉛めっき層中の鉄の含有量は、良好な耐パウダリング性を確保するために１２．０％以下とし、１１．０％以下であることが好ましい。
また、本発明の高強度鋼板は、上記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されていてもよい。これにより、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、鋼板表面に形成した亜鉛めっきを保護することができる。
＜高強度鋼板の製造方法＞
次に、本実施形態の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態の高強度鋼板の製造方法は、上述した化学成分を有するスラブを、１１００℃以上に加熱し、８５０℃あるいはＡｒ３温度の高い方を下限とする温度域で熱間圧延し、圧延完了後から巻取開始までの範囲を平均で１０℃／秒以上の速度で冷却する第１冷却を行い、巻取温度６００〜７５０℃の範囲内で巻き取り、巻取り後の鋼板を巻取温度から（巻き取り温度−１００）℃までの範囲を平均で１５℃／時以下の速度で冷却する第２冷却を行う工程である熱間圧延工程と、第２冷却の後、鋼板を最高加熱温度（Ａｃ１＋４０）℃〜１０００℃で焼鈍し、次いで、最高加熱温度から７００℃までの範囲における平均冷却速度が１．０〜１０．０℃／秒である第３冷却を行い、次いで、７００℃から５００℃までの範囲における平均冷却速度が５．０〜２００．０℃／秒である第４冷却を行い、次いで、第４冷却後の鋼板を３５０〜４５０℃の範囲内で３０〜１０００秒間保持する停留処理を行う連続焼鈍工程と、を備える。
以下に、上記製造条件の限定理由について説明する。
次に、本実施形態の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態の高強度鋼板の製造方法は、上述した化学成分を有するスラブを、１１００℃以上に加熱し、８５０℃あるいはＡｒ３温度の高い方を下限とする温度域で熱間圧延し、圧延完了後から巻取開始までの範囲を平均で１０℃／秒以上の速度で冷却する第１冷却を行い、巻取温度６００〜７５０℃の範囲内で巻き取り、巻取り後の鋼板を巻取温度から（巻き取り温度−１００）℃までの範囲を平均で１５℃／時以下の速度で冷却する第２冷却を行う工程である熱間圧延工程と、第２冷却の後、鋼板を最高加熱温度（Ａｃ１＋４０）℃〜１０００℃で焼鈍し、次いで、最高加熱温度から７００℃までの範囲における平均冷却速度が１．０〜１０．０℃／秒である第３冷却を行い、次いで、７００℃から５００℃までの範囲における平均冷却速度が５．０〜２００．０℃／秒である第４冷却を行い、次いで、第４冷却後の鋼板を３５０〜４５０℃の範囲内で３０〜１０００秒間保持する停留処理を行う連続焼鈍工程と、を備える。
以下に、上記製造条件の限定理由について説明する。
本実施形態の高強度鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の高強度鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の高強度鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程において、スラブ加熱温度は、１１００℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３温度を下回ってしまいフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、延性や曲げ性に劣る。また、仕上げ圧延温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招いたりする懸念があることから、スラブ加熱温度は１１００℃以上とする必要がある。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、スラブ加熱温度の上限は１３５０℃以下とすることが望ましい。
熱間圧延工程において、スラブ加熱温度は、１１００℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３温度を下回ってしまいフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、延性や曲げ性に劣る。また、仕上げ圧延温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招いたりする懸念があることから、スラブ加熱温度は１１００℃以上とする必要がある。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、スラブ加熱温度の上限は１３５０℃以下とすることが望ましい。
なお、Ａｒ３温度は次の式により計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは各元素の含有量［質量％］である。含有していない元素は、０として計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは各元素の含有量［質量％］である。含有していない元素は、０として計算する。
熱間圧延の完了温度である仕上げ圧延温度は、８５０℃あるいはＡｒ３温度の高い方を下限とする。仕上げ圧延温度が、８５０℃未満であると、仕上げ圧延時の圧延荷重が高くなって、熱間圧延が困難となったり、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。また、仕上げ圧延温度が、Ａｒ３温度未満であると、熱間圧延がフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となって、熱延鋼板の組織が不均質な混粒組織になる場合がある。
一方、仕上げ圧延温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ圧延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するためにスラブ加熱温度を過度に高温にしなければならない。このことから、仕上げ圧延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが望ましい。
一方、仕上げ圧延温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ圧延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するためにスラブ加熱温度を過度に高温にしなければならない。このことから、仕上げ圧延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが望ましい。
次に、圧延完了後から巻取開始までの範囲を平均で１０℃／秒以上の速度で冷却する第１冷却を行い、巻取温度６００〜７５０℃の範囲内で巻き取る。そして、巻取り後の鋼板を巻取温度から（巻き取り温度−１００）℃までの範囲を平均で１５℃／時以下の速度で冷却する第２冷却を行う。
このように、熱延後の巻き取り条件およびその前後における冷却条件を規定した理由について詳細に説明する。
このように、熱延後の巻き取り条件およびその前後における冷却条件を規定した理由について詳細に説明する。
本実施形態において、熱間圧延後の巻き取り工程およびその前後の第１、第２冷却工程は、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌを分配させるために大変重要な工程である。
本実施形態において、鋼板の１／８厚〜３／８厚における地鉄中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ濃度の分布を制御するためには、鋼板を巻き取った際に１／８厚〜３／８厚においてオーステナイトの体積分率が５０％以上である必要がある。１／８厚〜３／８厚におけるオーステナイトの体積分率が５０％未満では、相変態の進行によって、巻き取り後すぐにオーステナイトが消滅するため、Ｓｉ、Ｍｎの分配が十分に進まず、上述したような本実施形態に係る鋼板の固溶元素濃度分布が得られない。Ｍｎの分配を効果的に進めるため、オーステナイトの体積分率は７０％以上であることが好ましく、８０％以上であることがさらに好ましい。一方、オーステナイトの体積分率が１００％であっても、巻き取り後に相変態が進行し、フェライトが生成してＭｎの分配が始まるため、特にオーステナイトの体積分率に上限は設けない。
本実施形態において、鋼板の１／８厚〜３／８厚における地鉄中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ濃度の分布を制御するためには、鋼板を巻き取った際に１／８厚〜３／８厚においてオーステナイトの体積分率が５０％以上である必要がある。１／８厚〜３／８厚におけるオーステナイトの体積分率が５０％未満では、相変態の進行によって、巻き取り後すぐにオーステナイトが消滅するため、Ｓｉ、Ｍｎの分配が十分に進まず、上述したような本実施形態に係る鋼板の固溶元素濃度分布が得られない。Ｍｎの分配を効果的に進めるため、オーステナイトの体積分率は７０％以上であることが好ましく、８０％以上であることがさらに好ましい。一方、オーステナイトの体積分率が１００％であっても、巻き取り後に相変態が進行し、フェライトが生成してＭｎの分配が始まるため、特にオーステナイトの体積分率に上限は設けない。
このように、鋼板を巻き取る際のオーステナイト分率を高めるため、熱間圧延完了から巻き取るまでの温度範囲の第１冷却において、冷却速度を平均で１０℃／秒以上とする必要がある。第１冷却の平均冷却速度が１０℃／秒未満では、冷却中にフェライト変態が進み、巻き取り時のオーステナイトの体積分率が５０％未満となる可能性がある。オーステナイトの体積分率を高めるため、冷却速度は１３℃／秒以上であることが好ましく、１５℃／秒以上であることがさらに好ましい。冷却速度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、冷却速度を２００℃／秒超とするには特殊な設備が必要となり、製造コストが著しく上昇するため、２００℃／秒以下とすることが好ましい。
第１冷却後、鋼板を８００℃を超える温度で巻き取ると、鋼板表面に形成する酸化物の厚さが過度に増大し、酸洗性が劣化するため、巻き取り温度は７５０℃以下とする。酸洗性を高めるため、巻き取り温度は７２０℃以下であることが好ましく、７００℃以下であることがさらに好ましい。一方、巻き取り温度が６００℃未満では、合金元素の分配が不十分であるため、巻き取り温度は６００℃以上とする。また、巻き取った際のオーステナイト分率を高めるには巻き取り温度は６１５℃以上とすることが好ましく、６３０℃以上とすることがより好ましい。
なお、製造中にオーステナイトの体積分率を直接測定することは困難であるため、本発明において巻き取りの際のオーステナイトの体積分率を決定するにあたっては、熱間圧延前のスラブから小片を切り出し、その小片を熱間圧延の仕上げ圧延（最終パス）と同じ温度および圧下率で圧延あるいは圧縮し、熱間圧延後から巻取り後までと同じ冷却速度で冷却した後に直ちに水冷した後、小片の相分率を測定して焼入れままマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト相の体積分率の和を以て巻き取りの際のオーステナイトの体積分率とした。
巻き取り後の鋼板の冷却工程である第２冷却は、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌ元素の分配を制御するために重要な工程である。
本実施形態では、上記第１冷却の条件を制御して巻き取りの際のオーステナイト分率を５０％以上とした上で、巻き取り温度から（巻き取り温度−１００）℃までを１５℃／時以下の速度で緩冷却する。このように、巻き取り後に緩冷却することで、鋼板組織をフェライトとオーステナイトの２相組織とすることができ、さらに、本発明のＳｉ，ＭｎおよびＡｌ分布が得られる。
巻取り後のＭｎの分配は高温ほど進みやすいことから、特に巻取り温度から（巻取り温度−１００℃）の範囲範囲において、鋼板の冷却速度を１５℃／時以下にする必要がある。
また、フェライトからオーステナイトへのＭｎの拡散を進め、上述したようなＭｎ分布を得るには、フェライトとオーステナイトの２相が共存した状態とするとともに、この状態を長時間保つ必要がある。巻き取り温度から（巻き取り温度−１００）℃までの冷却速度が１５℃／時を超えると、相変態が過度に進行し、鋼板中のオーステナイトが消滅しうるため、巻き取り温度から（巻取り温度−１００）℃までの冷却速度を１５℃／時以下とする。フェライトからオーステナイトへのＭｎの分配を進めるには、巻き取り温度から（巻取り温度−１００）℃までの冷却速度は１４℃／時以下とすることが好ましく、１３℃／時以下とすることがさらに好ましい。冷却速度の下限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、冷却速度を１℃／時未満とするには長時間の保熱が必要となり、製造コストが著しく上昇するため、１℃／時以上とすることが好ましい。
また、第２冷却の平均冷却速度を満たす範囲で、巻き取り後に鋼板を再加熱しても構わない。
本実施形態では、上記第１冷却の条件を制御して巻き取りの際のオーステナイト分率を５０％以上とした上で、巻き取り温度から（巻き取り温度−１００）℃までを１５℃／時以下の速度で緩冷却する。このように、巻き取り後に緩冷却することで、鋼板組織をフェライトとオーステナイトの２相組織とすることができ、さらに、本発明のＳｉ，ＭｎおよびＡｌ分布が得られる。
巻取り後のＭｎの分配は高温ほど進みやすいことから、特に巻取り温度から（巻取り温度−１００℃）の範囲範囲において、鋼板の冷却速度を１５℃／時以下にする必要がある。
また、フェライトからオーステナイトへのＭｎの拡散を進め、上述したようなＭｎ分布を得るには、フェライトとオーステナイトの２相が共存した状態とするとともに、この状態を長時間保つ必要がある。巻き取り温度から（巻き取り温度−１００）℃までの冷却速度が１５℃／時を超えると、相変態が過度に進行し、鋼板中のオーステナイトが消滅しうるため、巻き取り温度から（巻取り温度−１００）℃までの冷却速度を１５℃／時以下とする。フェライトからオーステナイトへのＭｎの分配を進めるには、巻き取り温度から（巻取り温度−１００）℃までの冷却速度は１４℃／時以下とすることが好ましく、１３℃／時以下とすることがさらに好ましい。冷却速度の下限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、冷却速度を１℃／時未満とするには長時間の保熱が必要となり、製造コストが著しく上昇するため、１℃／時以上とすることが好ましい。
また、第２冷却の平均冷却速度を満たす範囲で、巻き取り後に鋼板を再加熱しても構わない。
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、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性向上のためには重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。
酸洗した熱延鋼板に対して板厚の調整や形状矯正を目的として冷間圧延を施してもよい。冷間圧延を施す場合、圧下率は３０〜７５％の範囲とする。圧下率が３０％未満では、形状を平坦に保つことが困難であり、最終製品の延性が劣悪となるので、圧下率は３０％以上とする。強度と延性を同時に高めるには、昇温中にフェライトを再結晶させ、粒径を細かくすることが効果的である。この観点から、圧下率は４０％以上であることが好ましく、４５％以上であることがより好ましい。
一方、圧下率が７５％を超える冷延では、冷延荷重が大きくなりすぎて冷延が困難となる。このことから、圧下率は７５％を上限とする。冷延荷重の観点から、圧下率は７０％以下であることが好ましい。
一方、圧下率が７５％を超える冷延では、冷延荷重が大きくなりすぎて冷延が困難となる。このことから、圧下率は７５％を上限とする。冷延荷重の観点から、圧下率は７０％以下であることが好ましい。
（連続焼鈍工程）
次に、鋼板を連続焼鈍ラインに通板させて連続焼鈍工程を行い、高強度冷延鋼板を製造する。
まず、最高加熱温度を（Ａｃ１＋４０）℃〜１０００℃として焼鈍を行う。このような温度範囲は、フェライトとオーステナイトの２相が共存する範囲であり、上述したようなＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの分配をより促すことができる。
最高加熱温度が（Ａｃ１＋４０）℃未満では鋼板中に粗大な鉄系炭化物が多数溶け残り、成形性が著しく劣化することから、最高加熱温度を（Ａｃ１＋４０）℃以上とする。成形性の観点から、最高加熱温度は（Ａｃ１＋５０）℃以上とすることが好ましく、（Ａｃ１＋６０）℃以上とすることがさらに好ましい。一方、最高加熱温度が１０００℃を超えると、原子の拡散が促進され、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの分配が弱まることから、最高加熱温度を１０００℃以下とする。残留オーステナイト相中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ量を制御するには、最高加熱温度はＡｃ３温度以下であることが好ましい。
次に、鋼板を連続焼鈍ラインに通板させて連続焼鈍工程を行い、高強度冷延鋼板を製造する。
まず、最高加熱温度を（Ａｃ１＋４０）℃〜１０００℃として焼鈍を行う。このような温度範囲は、フェライトとオーステナイトの２相が共存する範囲であり、上述したようなＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの分配をより促すことができる。
最高加熱温度が（Ａｃ１＋４０）℃未満では鋼板中に粗大な鉄系炭化物が多数溶け残り、成形性が著しく劣化することから、最高加熱温度を（Ａｃ１＋４０）℃以上とする。成形性の観点から、最高加熱温度は（Ａｃ１＋５０）℃以上とすることが好ましく、（Ａｃ１＋６０）℃以上とすることがさらに好ましい。一方、最高加熱温度が１０００℃を超えると、原子の拡散が促進され、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの分配が弱まることから、最高加熱温度を１０００℃以下とする。残留オーステナイト相中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ量を制御するには、最高加熱温度はＡｃ３温度以下であることが好ましい。
次に、鋼板を上記最高加熱温度から７００℃まで冷却する第３冷却を行う。第３冷却においては、平均冷却速度が１０．０℃／秒を超えると鋼板中のフェライト分率が不均一となりやすく、成形性が劣化することから、平均冷却速度の上限を１０．０℃／秒とする。一方、平均冷却速度が１．０℃／秒未満では、フェライトおよびパーライトが多量に生成し、残留オーステナイト相が得られないことから、平均冷却速度の下限を１．０℃／秒とする。残留オーステナイト相を得るには、平均冷却速度を２．０℃／秒以上とすることが好ましく、３．０℃／秒以上とすることがさらに好ましい。
第３冷却後、さらに、鋼板を７００℃から５００℃まで冷却する第４冷却を行う。第４冷却においては、平均冷却速度が５．０℃／秒未満となるとパーライトおよび、または鉄系炭化物が多量に生成し、残留オーステナイト相が残らないため、平均冷却速度の下限を５．０℃／秒以上とする。この観点から、平均冷却速度は７．０℃／秒以上であることが好ましく、８．０℃／秒以上であることがより好ましい。一方、平均冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、平均冷却速度が２００℃／秒を超えるためには特殊な設備が必要となり、コストの観点から平均冷却速度の上限を２００℃／秒とする。
なお、第４冷却における冷却停止温度は（Ｍｓ−２０）℃以上とすることが好ましい。冷却停止温度がＭｓ点を大きく下回ると、未変態のオーステナイトはマルテンサイトに変態し、Ｓｉの濃化した残留オーステナイトが十分に得られないためである。この観点から、冷却停止温度はＭｓ点以上とすることがさらに好ましい。
Ｍｓ点は次の式により計算する。
Ｍｓ点［℃］＝５４１−４７４Ｃ／（１−ＶＦ）−１５Ｓｉ−３５Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎi＋１９Ａｌ
上記式において、ＶＦはフェライトの体積分率を示し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌはそれぞれの元素の添加量［質量％］である。なお、製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難であるため、本発明においてＭｓ点を決定するにあたっては、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの体積分率ＶＦとしている。
なお、第４冷却における冷却停止温度は（Ｍｓ−２０）℃以上とすることが好ましい。冷却停止温度がＭｓ点を大きく下回ると、未変態のオーステナイトはマルテンサイトに変態し、Ｓｉの濃化した残留オーステナイトが十分に得られないためである。この観点から、冷却停止温度はＭｓ点以上とすることがさらに好ましい。
Ｍｓ点は次の式により計算する。
Ｍｓ点［℃］＝５４１−４７４Ｃ／（１−ＶＦ）−１５Ｓｉ−３５Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎi＋１９Ａｌ
上記式において、ＶＦはフェライトの体積分率を示し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌはそれぞれの元素の添加量［質量％］である。なお、製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難であるため、本発明においてＭｓ点を決定するにあたっては、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの体積分率ＶＦとしている。
さらに、ベイナイト変態を進め残留オーステナイト相を得るため、第４冷却後、３５０〜４５０℃の範囲で３０〜１０００秒間保持する停留処理を行う。停留時間が短いと、ベイナイト変態が進まず、残留オーステナイト相へのＣの濃化が不十分となり、残留オーステナイトを十分に残すことができない。この観点から、停留時間の下限を３０秒とする。停留時間は４０秒以上であることが好ましく、６０秒以上であることがさらに好ましい。一方、停留時間が過度に長いと、鉄系炭化物が生成し、Ｃがこの鉄系炭化物として消費されてしまい、残留オーステナイト相が十分に得られないことから、停留時間は１０００秒以下とする。この観点から、停留時間は８００秒以下であることが好ましく、６００秒以下であることがさらに好ましい。
さらに、焼き戻しマルテンサイトを１０％未満にするには、製造方法として、第４冷却での平均冷却速度を、１０〜１９０℃／ｓとすることが好ましい。また、第４冷却後の停留処理では、停留時間を５０〜６００秒にすることが好ましい。
なお、本願のように６００℃超への再加熱を行わない冷却を行うことで、残留オーステナイト相中に濃化したＳｉ濃度をそのまま保つことができる。６００℃を超えると合金元素の拡散が非常に速くなり、残留オーステナイトと周辺のミクロ組織との間でＳｉの再分配が起こり、オーステナイト中のＳｉ濃度は低下する。
さらに、焼き戻しマルテンサイトを１０％未満にするには、製造方法として、第４冷却での平均冷却速度を、１０〜１９０℃／ｓとすることが好ましい。また、第４冷却後の停留処理では、停留時間を５０〜６００秒にすることが好ましい。
なお、本願のように６００℃超への再加熱を行わない冷却を行うことで、残留オーステナイト相中に濃化したＳｉ濃度をそのまま保つことができる。６００℃を超えると合金元素の拡散が非常に速くなり、残留オーステナイトと周辺のミクロ組織との間でＳｉの再分配が起こり、オーステナイト中のＳｉ濃度は低下する。
さらに、本発明においては、上述した方法により連続焼鈍ラインを通板させることによって得られた高強度鋼板に、上記停留処理後、電気亜鉛めっきを施すことにより、高強度亜鉛めっき鋼板としてもよい。
また、本発明においては、上記の方法によって得られた高強度鋼板を用いて、以下に示す方法により、高強度亜鉛めっき鋼板を製造してもよい。
すなわち、第４冷却と停留処理の間、あるいは停留処理の後に、得られた高強度鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬すること以外は、上述した熱延鋼板もしくは冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる場合と同様にして、高強度亜鉛めっき鋼板を製造できる。
このことにより、表面に亜鉛めっき層の形成された高い延性と伸びフランジ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
すなわち、第４冷却と停留処理の間、あるいは停留処理の後に、得られた高強度鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬すること以外は、上述した熱延鋼板もしくは冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる場合と同様にして、高強度亜鉛めっき鋼板を製造できる。
このことにより、表面に亜鉛めっき層の形成された高い延性と伸びフランジ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
さらに、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０℃〜６００℃まで鋼板を再加熱し、２秒以上停留させる合金化処理を施すことにより、表面のめっき層を合金化させても良い。
このような合金化処理を行うことで、亜鉛めっき層が合金化されてなるＺｎ−Ｆｅ合金が表面に形成され、表面に合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
このような合金化処理を行うことで、亜鉛めっき層が合金化されてなるＺｎ−Ｆｅ合金が表面に形成され、表面に合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
亜鉛めっき浴としては、特に限定されるものではなく、亜鉛めっき浴中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上が混入されていても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。また、亜鉛めっき浴中にＡｌが含まれていても良い。この場合、浴中のＡｌ濃度が０．０５％以上、０．１５％以下とすることが好ましい。
また、合金化処理の温度は、４８０〜５６０℃であることが好ましく、合金化処理の滞留時間は、１５〜６０秒であることが好ましい。
また、合金化処理の温度は、４８０〜５６０℃であることが好ましく、合金化処理の滞留時間は、１５〜６０秒であることが好ましい。
さらに、これらの亜鉛めっき鋼板の表層に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与しても構わない。
なお、本発明は、上記の例に限定されるものではない。
例えば、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、めっき密着性を向上させるために、焼鈍前の鋼板にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅから選ばれる１種あるいは複数種よりなるめっきを施してもよい。
例えば、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、めっき密着性を向上させるために、焼鈍前の鋼板にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅから選ばれる１種あるいは複数種よりなるめっきを施してもよい。
また、本実施形態においては、焼鈍後の鋼板に、形状矯正を目的とした調質圧延を施しても構わない。但し、焼鈍後の圧下率が１０％を超えると、軟質なフェライト部が加工硬化して延性が大幅に劣化するため、圧下率は１０％未満とすることが好ましい。
以上説明したような本発明に係る高強度鋼板によれば、残留オーステナイト相中にＭｎを濃化させるため、残留オーステナイト相を安定化させることができるとともに、引張強度を高めることができる。
また、本発明に係る高強度鋼板は、Ｍｎと同様に、Ｓｉも残留オーステナイト相中に濃化させるため、軽ひずみ領域で残留オーステナイト相を適度に不安定にし、歪みを加えた際に容易に変態させ、加工時の初期段階において十分な加工硬化を生じさせることができる。その結果、優れた形状凍結性を得ることができる。一方、高ひずみ領域では、残留オーステナイト相の安定性を高めることができ、局部延性に寄与させることができる。
また、本発明に係る高強度鋼板は、Ｍｎと同様に、Ｓｉも残留オーステナイト相中に濃化させるため、軽ひずみ領域で残留オーステナイト相を適度に不安定にし、歪みを加えた際に容易に変態させ、加工時の初期段階において十分な加工硬化を生じさせることができる。その結果、優れた形状凍結性を得ることができる。一方、高ひずみ領域では、残留オーステナイト相の安定性を高めることができ、局部延性に寄与させることができる。
また、本発明に係る高強度鋼板は、鉄系炭化物の生成を抑制する元素であるＡｌを適量添加し、熱間圧延工程において所定の熱履歴で処理することにより、Ｓｉを効率的に残留オーステナイトへ濃化させることができる。またこの時、ＡｌはＳｉの濃度分布と逆の濃度分布を示すため、鋼板の全域においてＳｉあるいはＡｌのいずれかが平均量と等量以上に存在するような分配状態とできる。これにより、鉄系炭化物の生成が抑制され、Ｃが炭化物として消費されることを防ぐことができるため、残留オーステナイト相を安定して確保することができ、その結果、形状凍結性、延性および引張強度を大きく向上させることができる。
また、本発明に係る高強度鋼板の製造方法では、熱間圧延後の巻き取り工程およびその前後の第１、第２冷却工程を制御することにより、十分な残留オーステナイト相を確保することができるとともに、鋼板中にＳｉ、ＭｎおよびＡｌを分配することができる。
以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
表１、２に示すＡ〜ＡＤの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、鋳造後直ちに表３〜５に示す条件（スラブ加熱温度、熱間圧延完了温度）で熱間圧延し、熱間圧延終了後から巻き取り開始までの第１冷却の平均冷却速度を表３〜５に示す条件で冷却し、表３〜５に示す巻き取り温度で巻取り、巻取り後の第２冷却の平均冷却速度を表２に示す条件で冷却した後、酸洗を施した。なお、実験例６，４９，８７は酸洗後そのままの状態とし、他の実験例は、表３〜５に記載の圧下率で冷間圧延を施した後、表６〜８に示す条件で焼鈍を施して実験例１〜９３の鋼板とした。
また、焼鈍を施した鋼板を室温まで冷却後、実験例９〜２８では圧下率０．１５％の冷間圧延を施し、実験例４７〜６７では圧下率０．５５％の冷間圧延を施した。
その後、実験例１５および８５では亜鉛めっき鋼板の表層にＰを含む複合酸化物からなる皮膜を付与した。
また、焼鈍を施した鋼板を室温まで冷却後、実験例９〜２８では圧下率０．１５％の冷間圧延を施し、実験例４７〜６７では圧下率０．５５％の冷間圧延を施した。
その後、実験例１５および８５では亜鉛めっき鋼板の表層にＰを含む複合酸化物からなる皮膜を付与した。
なお、表６〜８におけるＡｃ１，Ａｃ３は以下の実験式を基に計算した。
Ａｃ１［℃］＝７２３−１０．７Ｍｎ＋１９．１Ｓｉ＋２９．１Ａｌ−１６．９Ｎｉ＋１６．９Ｃｒ
Ａｃ１［℃］＝７２３−１０．７Ｍｎ＋１９．１Ｓｉ＋２９．１Ａｌ−１６．９Ｎｉ＋１６．９Ｃｒ
Ａｃ３［℃］＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋２００Ａｌ−２０Ｎｉ−１０Ｃｒ
表６〜８に示す焼鈍条件は、加熱工程の最高加熱温度と、最高加熱温度から７００℃まで冷却する第３冷却工程における平均冷却速度と、７００℃から５００℃まで冷却する第４冷却工程における平均冷却速度と、ベイナイト変態を進めるため３５０℃から４５０℃の範囲の停留処理における停留時間である。
また、表６〜８中に示す鋼種ＣＲは、酸洗後に冷間圧延を施した冷延鋼板、ＨＲは酸洗後そのままの状態とした熱延鋼板、ＧＩは鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡは溶融亜鉛めっきを施した後に合金化処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ＥＧは鋼板表面に電気亜鉛めっきを施した電気亜鉛めっき鋼板を示す。なお、合金化処理を施す場合の合金化温度は表３に示す温度とし、合金化停留時間は２５秒とした。
また、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を製造する際は、焼鈍を施した鋼板に対して、電気めっきの前処理として、アルカリ脱脂、水洗、酸洗、並びに水洗を順に実施した。その後、これらの前処理後の鋼板に対し、液循環式の電気めっき装置を用い、めっき浴として硫酸亜鉛、硫酸ナトリウム、硫酸からなるものを用い、電流密度１００Ａ／ｄｍ2で所定のめっき厚みになるまで電解処理して、亜鉛めっきを施した。
また、表６〜８中に示す鋼種ＣＲは、酸洗後に冷間圧延を施した冷延鋼板、ＨＲは酸洗後そのままの状態とした熱延鋼板、ＧＩは鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡは溶融亜鉛めっきを施した後に合金化処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ＥＧは鋼板表面に電気亜鉛めっきを施した電気亜鉛めっき鋼板を示す。なお、合金化処理を施す場合の合金化温度は表３に示す温度とし、合金化停留時間は２５秒とした。
また、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を製造する際は、焼鈍を施した鋼板に対して、電気めっきの前処理として、アルカリ脱脂、水洗、酸洗、並びに水洗を順に実施した。その後、これらの前処理後の鋼板に対し、液循環式の電気めっき装置を用い、めっき浴として硫酸亜鉛、硫酸ナトリウム、硫酸からなるものを用い、電流密度１００Ａ／ｄｍ2で所定のめっき厚みになるまで電解処理して、亜鉛めっきを施した。
表９〜１１はミクロ組織の解析結果である。実験例１〜９３の鋼板において、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面とした場合におけるミクロ組織の分率を測定した結果である。ミクロ組織分率のうち、残留オーステナイト相量（残留γ）はＸ線回折によって測定し、他のミクロ組織である、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、ベイニティックフェライト（ＢＦ）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）及びフレッシュマルテンサイト（Ｍ）は、圧延方向に平行な板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面をナイタールエッチし、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：field emission scanning electron microscope）を用いて観察して求めた。
表１２〜１４に得られた鋼板の成分分析結果を示す。成分分析結果のうち、残留オーステナイト相中の固溶炭素量（Ｃγ）は、Ｘ線回折によって求めた。
残留オーステナイト相中の固溶Ｍｎ量は、以下のようにして求めた。
まず、得られた鋼板の１／８厚から３／８厚の範囲において、圧延方向に平行な板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面においてＥＰＭＡ分析を行いＭｎ濃度マップを作成し、平均Ｍｎ量（ＷＭｎ＊）を求めた。また、同じ範囲においてＦＥ−ＳＥＭに併設したＥＢＳＤ解析装置を用いて残留オーステナイト相の分布をマッピングし、Ｍｎ濃度マップと重ね、残留オーステナイト相における成分分析結果のみ抽出し、残留オーステナイト相中の固溶Ｍｎ量（ＷＭｎγ）を求めた。
まず、得られた鋼板の１／８厚から３／８厚の範囲において、圧延方向に平行な板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面においてＥＰＭＡ分析を行いＭｎ濃度マップを作成し、平均Ｍｎ量（ＷＭｎ＊）を求めた。また、同じ範囲においてＦＥ−ＳＥＭに併設したＥＢＳＤ解析装置を用いて残留オーステナイト相の分布をマッピングし、Ｍｎ濃度マップと重ね、残留オーステナイト相における成分分析結果のみ抽出し、残留オーステナイト相中の固溶Ｍｎ量（ＷＭｎγ）を求めた。
残留オーステナイト相中の固溶Ｓｉ量に関しても、固溶Ｍｎ量と同様にして求めた。
まず、ＥＰＭＡ分析および解析を行い、Ｓｉ濃度マップ、平均Ｓｉ量（ＷＳｉ＊）、残留オーステナイト中の固溶Ｓｉ量（ＷＳｉγ）を求めた。
まず、ＥＰＭＡ分析および解析を行い、Ｓｉ濃度マップ、平均Ｓｉ量（ＷＳｉ＊）、残留オーステナイト中の固溶Ｓｉ量（ＷＳｉγ）を求めた。
残留オーステナイト相中の固溶Ａｌ量に関しても、固溶Ｍｎ量と同様にして求めた。
まず、ＥＰＭＡ分析を行い、Ａｌ濃度マップ、平均Ａｌ量（ＷＡｌ＊）を求めた。
なお、実験例８９、９０の固溶Ｃ量、固溶Ｍｎ量、固溶Ｓｉ量の“-”は、測定不可能であったことを意味する。これは、表９〜１１において示したように、実験例８９、９０ともに残留オーステナイト相の体積分率が０％であったため、何れの元素の固溶量も測定することが不可能であったためである。
まず、ＥＰＭＡ分析を行い、Ａｌ濃度マップ、平均Ａｌ量（ＷＡｌ＊）を求めた。
なお、実験例８９、９０の固溶Ｃ量、固溶Ｍｎ量、固溶Ｓｉ量の“-”は、測定不可能であったことを意味する。これは、表９〜１１において示したように、実験例８９、９０ともに残留オーステナイト相の体積分率が０％であったため、何れの元素の固溶量も測定することが不可能であったためである。
次に、ＥＰＭＡ分析結果から、各測定点において規格化したＳｉ量（ＷＳｉ／ＷＳｉ＊）と規格化したＡｌ量（ＷＡｌ／ＷＡｌ＊）の和（Ｆ）を求め、そのヒストグラムを作成し、最頻値と尖度Ｋを求めた。
その結果を表１２〜１４に示す。
その結果を表１２〜１４に示す。
次に、表１５〜１７に、実験例１〜９３の鋼板の特性評価結果を示す。
実験例１〜９３の鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。
また、伸びフランジ性を評価する穴広げ試験をＪＦＳＴ１００１に準拠して行い、伸びフランジ性の指標である穴広げ限界値（λ）を求めた。
また、形状凍結性の評価として、９０度Ｖ曲げ試験を行った。実験例１〜９２の鋼板から３５ｍｍ×１００ｍｍの試験片を切り出し、シャー切断面を機械研削し、曲げ半径を各鋼板の板厚の２倍として曲げ試験を実施し、成形後に試験片のなす角度を測定して９０°からの戻り角を測定した。
なお、表１５〜１７中の試験結果に“×”のついた試験例は、試験片の稜線に割れおよび／またはネッキングが観察され、成形できなかった条件である。
なお、特性の評価方法としては、引張強度が９００ＭＰa未満、全伸びが１０％未満、穴広げ限界値が２０％未満、そして形状凍結性が３．０度超を不合格とした。
なお、表１〜１７において、下線を付した数値及び記号は本発明範囲外を示す。
実験例１〜９３の鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。
また、伸びフランジ性を評価する穴広げ試験をＪＦＳＴ１００１に準拠して行い、伸びフランジ性の指標である穴広げ限界値（λ）を求めた。
また、形状凍結性の評価として、９０度Ｖ曲げ試験を行った。実験例１〜９２の鋼板から３５ｍｍ×１００ｍｍの試験片を切り出し、シャー切断面を機械研削し、曲げ半径を各鋼板の板厚の２倍として曲げ試験を実施し、成形後に試験片のなす角度を測定して９０°からの戻り角を測定した。
なお、表１５〜１７中の試験結果に“×”のついた試験例は、試験片の稜線に割れおよび／またはネッキングが観察され、成形できなかった条件である。
なお、特性の評価方法としては、引張強度が９００ＭＰa未満、全伸びが１０％未満、穴広げ限界値が２０％未満、そして形状凍結性が３．０度超を不合格とした。
なお、表１〜１７において、下線を付した数値及び記号は本発明範囲外を示す。
実験例６，８７、本発明に係る条件で熱間圧延および巻取りを行い、焼鈍処理を施した本発明例である。また、実験例４９は、本発明に係る条件で熱間圧延および巻取りを行い、焼鈍工程において冷却中に亜鉛浴へ浸漬し、さらにめっき層の合金化処理を施した本発明例である。本発明の製造条件を満たしており、優れた形状凍結性、延性、成形性を示す。
また、実験例１１、２３、３５、４６、５５、６４、７３、８２は、本発明に係る条件で熱間圧延、巻取り、冷間圧延および焼鈍の各処理を施したのち、電気めっき処理を行い高強度亜鉛めっき鋼板を得た本発明例である。本発明の製造条件を満たしており、優れた形状凍結性、延性、成形性を示す。
また、実験例７．１９，３１，４３，５２，６１，７０，７９，８８は、本発明に係る条件で熱間圧延、巻取りおよび冷間圧延を行ったのち、焼鈍工程において冷却途中に亜鉛浴へ浸漬し、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得た本発明例である。本発明の製造条件を満たしており、優れた形状凍結性、延性、成形性を示す。
また、実験例３，１５，２７，３９，５８，６７，７６，８５は本発明に係る条件で熱間圧延、巻取りおよび冷間圧延を行ったのち、焼鈍工程において冷却途中に亜鉛浴へ浸漬し、さらにめっき層の合金化処理を施し、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た本発明例である。本発明の製造条件を満たしており、優れた形状凍結性、延性、成形性を示す。
また、実験例１５および８５は、合金化亜鉛めっき層の表面にＰを含む複合酸化物からなる皮膜が付与されている例であり、良好な特性が得られている。
また、実験例１１、２３、３５、４６、５５、６４、７３、８２は、本発明に係る条件で熱間圧延、巻取り、冷間圧延および焼鈍の各処理を施したのち、電気めっき処理を行い高強度亜鉛めっき鋼板を得た本発明例である。本発明の製造条件を満たしており、優れた形状凍結性、延性、成形性を示す。
また、実験例７．１９，３１，４３，５２，６１，７０，７９，８８は、本発明に係る条件で熱間圧延、巻取りおよび冷間圧延を行ったのち、焼鈍工程において冷却途中に亜鉛浴へ浸漬し、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得た本発明例である。本発明の製造条件を満たしており、優れた形状凍結性、延性、成形性を示す。
また、実験例３，１５，２７，３９，５８，６７，７６，８５は本発明に係る条件で熱間圧延、巻取りおよび冷間圧延を行ったのち、焼鈍工程において冷却途中に亜鉛浴へ浸漬し、さらにめっき層の合金化処理を施し、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た本発明例である。本発明の製造条件を満たしており、優れた形状凍結性、延性、成形性を示す。
また、実験例１５および８５は、合金化亜鉛めっき層の表面にＰを含む複合酸化物からなる皮膜が付与されている例であり、良好な特性が得られている。
上記以外の本発明例は、本発明に係る条件で熱間圧延および巻取りを行い、１００℃以下まで鋼板を冷却し、表面を酸洗し、記載の圧下率で冷間圧延を施した後、焼鈍処理を施した例である。いずれの本発明例においても、優れた形状凍結性、延性、成形性を示している。
実験例８９はＣの添加量が少なく、硬質なミクロ組織であるベイナイト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトが得られないため、強度が劣位である。
実験例９０はＳｉの添加量が少なく、残留オーステナイト相が得られないため、形状凍結性が劣位である。
実験例９１はＭｎの添加量が少なく、硬質なミクロ組織であるベイナイト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトが十分に得られず、さらに残留オーステナイト相中の固溶Ｍｎ量が少ないため、強度および形状凍結性が劣位である。
実験例９２はＡｌの添加量が少なく、Ｓｉを残留オーステナイト相へ十分に濃化させることができず、ＳｉおよびＡｌ濃度が所定の分布となっていないため、形状凍結性が劣位である。
実験例４は熱間圧延の完了温度が低い例であり、ミクロ組織が一方向に伸長した不均質なものとなるため、延性および形状凍結性が劣位である。
実験例８は熱間圧延後にコイルへ巻取る温度が低い例であり、残留オーステナイト相へのＭｎおよびＳｉの濃化が不十分であり、形状凍結性が劣位である。
実験例１２は熱間圧延後、巻取り後の冷却速度が低い例であり、残留オーステナイト相へのＭｎおよびＳｉの濃化が不十分であり、形状凍結性が劣位である。
実験例１６は焼鈍工程における最高加熱温度が高い例であり、軟質なフェライトの体積分率が小さく、延性、伸びフランジ性および形状凍結性が劣位である。
一方、実験例２０は焼鈍工程における最高加熱温度が低い例であり、破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物が多数溶け残り、硬質なミクロ組織であるベイナイト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイト、そして残留オーステナイトが十分に得られず、延性、伸びフランジ性および形状凍結性が劣位である。
一方、実験例２０は焼鈍工程における最高加熱温度が低い例であり、破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物が多数溶け残り、硬質なミクロ組織であるベイナイト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイト、そして残留オーステナイトが十分に得られず、延性、伸びフランジ性および形状凍結性が劣位である。
実験例２４は７００℃までの第３冷却工程における平均冷却速度が低く、粗大な鉄系炭化物やフェライトが多数生成し、硬質なミクロ組織であるベイナイト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトが十分に得られず、強度が劣位である。
一方、実験例２８は７００℃までの第３冷却工程における平均冷却速度が高く、軟質なフェライトの体積分率が小さく、延性および形状凍結性が劣位である。
一方、実験例２８は７００℃までの第３冷却工程における平均冷却速度が高く、軟質なフェライトの体積分率が小さく、延性および形状凍結性が劣位である。
実験例３２は７００℃から５００℃までの第４冷却工程における冷却速度が低く、粗大な鉄系炭化物が多数生成し、硬質なミクロ組織であるベイナイト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトが十分に得られず、強度が劣位である。
実験例３６は４５０℃から３５０℃までの停留時間が短く、残留オーステナイト相へのＣの濃化が不十分となり、残留オーステナイト相を十分に残すことができず、かつ破壊の起点となるマルテンサイトを多量に含むため、延性、伸びフランジ性および形状凍結性が劣位である。
一方、実験例４０は４５０℃から３５０℃までの停留時間が長く、停留処理中に鉄系炭化物が生成し、残留オーステナイト相の体積分率が小さく、延性および形状凍結性が劣位である。
一方、実験例４０は４５０℃から３５０℃までの停留時間が長く、停留処理中に鉄系炭化物が生成し、残留オーステナイト相の体積分率が小さく、延性および形状凍結性が劣位である。
実験例９３は、焼鈍工程における最高加熱温度が高く、その後の第３冷却工程における平均冷却速度が高い例であり、軟質なフェライトの体積分率が小さく、伸びフランジ性が劣位である。
実験例９４は、熱間圧延終了後から巻き取り開始までの第１冷却の平均冷却速度が低い例であり、フェライト変態の進行が過剰に進行してしまい、巻取り後にＭｎ、Ｓｉ、Ａｌの分配を進められず、焼鈍工程において得られる残留オーステナイト相中のＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ量が本発明の範囲から逸脱するため、形状凍結性が劣位である。
実験例９４は、熱間圧延終了後から巻き取り開始までの第１冷却の平均冷却速度が低い例であり、フェライト変態の進行が過剰に進行してしまい、巻取り後にＭｎ、Ｓｉ、Ａｌの分配を進められず、焼鈍工程において得られる残留オーステナイト相中のＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ量が本発明の範囲から逸脱するため、形状凍結性が劣位である。
（１）
質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｎ：１．３〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、N：０．０００１〜０．０１００、Ｏ：０．０００１〜０．０１００、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイト相を含有し、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．８０〜１．００％であり、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｓｉ量ＷＳｉγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の１．１０倍以上であり、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｍｎ量ＷＭｎγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｍｎ量ＷＭｎ＊の１．１０倍以上であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域におけるＳｉ量の測定値ＷＳｉと前記平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の比と、前記複数の測定領域におけるＡｌ量の測定値ＷＡｌと前記平均Ａｌ量ＷＡｌ＊の比との和の度数分布を測定したとき、前記度数分布の最頻値が１．９５〜２．０５であり、かつ尖度が２．００以上である、形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（２）
鋼板組織として、さらに、体積分率で１０〜７５％のフェライト相と、合計で１０〜５０％のベイニティックフェライト相とベイナイト相のいずれか一方もしくは両方とを含み、焼戻しマルテンサイト相が、体積分率で１０％未満に制限され、フレッシュマルテンサイト相が、体積分率で１５％以下に制限されている、（１）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（３）
さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｖ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％の１種または２種以上を含有する、（１）または（２）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（４）
さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、の１種または２種以上を含有する、（１）〜（３）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（５）
さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００％含有する、（１）〜（４）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（６）
（１）〜（５）のいずれかに記載の高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなる、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（７）
前記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されている、（６）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（８）
質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｎ：１．３〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、N：０．０００１〜０．０１００、Ｏ：０．０００１〜０．０１００、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１１００℃以上に加熱し、８５０℃あるいはＡｒ３温度の高い方を下限とする温度域で熱間圧延し、圧延完了後から巻取開始までの範囲を平均で１０℃／秒以上の速度で冷却する第１冷却を行い、巻取温度６００〜７５０℃の範囲内で巻き取り、巻取り後の鋼板を前記巻取温度から（前記巻き取り温度−１００）℃までの範囲を平均で１５℃／時以下の速度で冷却する第２冷却を行う工程である熱間圧延工程と、前記第２冷却の後、前記鋼板を最高加熱温度（Ａｃ１＋４０）℃〜１０００℃で焼鈍し、次いで、前記最高加熱温度から７００℃までの範囲における平均冷却速度が１．０〜１０．０℃／秒である第３冷却を行い、次いで、７００℃から５００℃までの範囲における平均冷却速度が５．０〜２００．０℃／秒である第４冷却を行い、次いで、前記第４冷却後の鋼板を３５０〜４５０℃の範囲内で３０〜１０００秒間保持する停留処理を行う連続焼鈍工程と、を備える、形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（９）
前記熱間圧延工程と前記連続焼鈍工程との間に、酸洗してから３０〜７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程を備える、（８）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１０）
前記連続焼鈍工程の後に、鋼板を１０％未満の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備える、（８）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１１）
（８）に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記停留処理を行った後、電気亜鉛めっきを施して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２）
（８）に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記第４冷却と前記停留処理との間、または前記停留処理の後において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１３）
前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、前記鋼板を４６０〜６００℃まで再加熱し、２秒以上保持して前記亜鉛めっき層を合金化させる、（１２）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１４）
前記亜鉛めっき層を形成した後、該亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、（１１）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１５）
前記亜鉛めっき層を合金化させた後、該合金化した亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、（１３）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｎ：１．３〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、N：０．０００１〜０．０１００、Ｏ：０．０００１〜０．０１００、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイト相を含有し、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．８０〜１．００％であり、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｓｉ量ＷＳｉγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の１．１０倍以上であり、前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｍｎ量ＷＭｎγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｍｎ量ＷＭｎ＊の１．１０倍以上であり、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域におけるＳｉ量の測定値ＷＳｉと前記平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の比と、前記複数の測定領域におけるＡｌ量の測定値ＷＡｌと前記平均Ａｌ量ＷＡｌ＊の比との和の度数分布を測定したとき、前記度数分布の最頻値が１．９５〜２．０５であり、かつ尖度が２．００以上である、形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（２）
鋼板組織として、さらに、体積分率で１０〜７５％のフェライト相と、合計で１０〜５０％のベイニティックフェライト相とベイナイト相のいずれか一方もしくは両方とを含み、焼戻しマルテンサイト相が、体積分率で１０％未満に制限され、フレッシュマルテンサイト相が、体積分率で１５％以下に制限されている、（１）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（３）
さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｖ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％の１種または２種以上を含有する、（１）または（２）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（４）
さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、の１種または２種以上を含有する、（１）〜（３）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（５）
さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００％含有する、（１）〜（４）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（６）
（１）〜（５）のいずれかに記載の高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなる、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（７）
前記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されている、（６）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（８）
質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｎ：１．３〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、N：０．０００１〜０．０１００、Ｏ：０．０００１〜０．０１００、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１１００℃以上に加熱し、８５０℃あるいはＡｒ３温度の高い方を下限とする温度域で熱間圧延し、圧延完了後から巻取開始までの範囲を平均で１０℃／秒以上の速度で冷却する第１冷却を行い、巻取温度６００〜７５０℃の範囲内で巻き取り、巻取り後の鋼板を前記巻取温度から（前記巻き取り温度−１００）℃までの範囲を平均で１５℃／時以下の速度で冷却する第２冷却を行う工程である熱間圧延工程と、前記第２冷却の後、前記鋼板を最高加熱温度（Ａｃ１＋４０）℃〜１０００℃で焼鈍し、次いで、前記最高加熱温度から７００℃までの範囲における平均冷却速度が１．０〜１０．０℃／秒である第３冷却を行い、次いで、７００℃から５００℃までの範囲における平均冷却速度が５．０〜２００．０℃／秒である第４冷却を行い、次いで、前記第４冷却後の鋼板を３５０〜４５０℃の範囲内で３０〜１０００秒間保持する停留処理を行う連続焼鈍工程と、を備える、形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（９）
前記熱間圧延工程と前記連続焼鈍工程との間に、酸洗してから３０〜７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程を備える、（８）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１０）
前記連続焼鈍工程の後に、鋼板を１０％未満の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備える、（８）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１１）
（８）に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記停留処理を行った後、電気亜鉛めっきを施して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２）
（８）に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記第４冷却と前記停留処理との間、または前記停留処理の後において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１３）
前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、前記鋼板を４６０〜６００℃まで再加熱し、２秒以上保持して前記亜鉛めっき層を合金化させる、（１２）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１４）
前記亜鉛めっき層を形成した後、該亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、（１１）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１５）
前記亜鉛めっき層を合金化させた後、該合金化した亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、（１３）に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Claims (15)
- 質量％で、
Ｃ：０．０７５〜０．３００％、
Ｓｉ：０．３０〜２．５％、
Ｍｎ：１．３〜３．５０％、
Ｐ：０．００１〜０．０３０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、
N：０．０００１〜０．０１００、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板であり、
鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、鋼板組織が、体積分率で５〜２０％の残留オーステナイト相を含有し、
前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｃ量が、質量％で０．８０〜１．００％であり、
前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｓｉ量ＷＳｉγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の１．１０倍以上であり、
前記残留オーステナイト相に含まれる固溶Ｍｎ量ＷＭｎγが、鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲における平均Ｍｎ量ＷＭｎ＊の１．１０倍以上であり、
鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域におけるＳｉ量の測定値ＷＳｉと前記平均Ｓｉ量ＷＳｉ＊の比と、前記複数の測定領域におけるＡｌ量の測定値ＷＡｌと前記平均Ａｌ量ＷＡｌ＊の比との和の度数分布を測定したとき、前記度数分布の最頻値が１．９５〜２．０５であり、かつ尖度が２．００以上である、形状凍結性に優れた高強度鋼板。 - 鋼板組織として、さらに、体積分率で１０〜７５％のフェライト相と、合計で１０〜５０％のベイニティックフェライト相とベイナイト相のいずれか一方もしくは両方とを含み、
焼戻しマルテンサイト相が、体積分率で１０％未満に制限され、フレッシュマルテンサイト相が、体積分率で１５％以下に制限されている、請求項１に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、
Ｖ：０．００５〜０．１５０％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１００％
の１種または２種以上を含有する、形状凍結性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｗ：０．０１〜１．００％、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
の１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜
０．５０００％含有する、請求項１に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。 - 請求項１に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなる、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
- 前記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されている、請求項６に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、
Ｃ：０．０７５〜０．３００％、
Ｓｉ：０．３０〜２．５％、
Ｍｎ：１．３〜３．５０％、
Ｐ：０．００１〜０．０３０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ：０．０８０〜１．５００％、
N：０．０００１〜０．０１００、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１１００℃以上に加熱し、８５０℃あるいはＡｒ３温度の高い方を下限とする温度域で熱間圧延し、圧延完了後から巻取開始までの範囲を平均で１０℃／秒以上の速度で冷却する第１冷却を行い、巻取温度６００〜７５０℃の範囲内で巻き取り、巻取り後の鋼板を前記巻取温度から（前記巻き取り温度−１００）℃までの範囲を平均で１５℃／時以下の速度で冷却する第２冷却を行う工程である熱間圧延工程と、
前記第２冷却の後、前記鋼板を最高加熱温度（Ａｃ１＋４０）℃〜１０００℃で焼鈍し、次いで、前記最高加熱温度から７００℃までの範囲における平均冷却速度が１．０〜１０．０℃／秒である第３冷却を行い、次いで、７００℃から５００℃までの範囲における平均冷却速度が５．０〜２００．０℃／秒である第４冷却を行い、次いで、前記第４冷却後の鋼板を３５０〜４５０℃の範囲内で３０〜１０００秒間保持する停留処理を行う連続焼鈍工程と、を備える、形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記熱間圧延工程と前記連続焼鈍工程との間に、酸洗してから３０〜７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程を備える、請求項８に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記連続焼鈍工程の後に、鋼板を１０％未満の圧下率で圧延を施す調質圧延工程を備える、請求項８に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 請求項８に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記停留処理を行った後、電気亜鉛めっきを施して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項８に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記第４冷却と前記停留処理との間、または前記停留処理の後において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、前記鋼板を４６０〜６００℃まで再加熱し、２秒以上保持して前記亜鉛めっき層を合金化させる、請求項１２に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき層を形成した後、該亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、請求項１１に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき層を合金化させた後、該合金化した亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、請求項１３に記載の形状凍結性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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