JPWO2016178430A1 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

高強度鋼板は、所定の化学組成を有し、面積％で、マルテンサイト：５％以上、フェライト：２０％以上、かつパーライト：５％以下、で表されるミクロ組織を有する。マルテンサイトの平均粒径は円相当径で４μｍ以下である。母相の粒界三重点上の複数のマルテンサイト粒のうち、当該マルテンサイト粒と母相の結晶粒が構成する粒界三重点のうちの隣り合うもの同士を結ぶ粒界の少なくとも１つが、当該２つの粒界三重点を結ぶ線分に対して外側に凸の曲率を持ち、かつ当該マルテンサイト粒が母相の１つの粒界三重点上にあるマルテンサイト粒を膨らみ型マルテンサイト粒としたとき、母相の粒界三重点上の複数のマルテンサイト粒の個数に対する膨らみ型マルテンサイト粒の個数の割合は７０％以上である。母相の粒界三重点上の複数のマルテンサイト粒の総面積をＶＭとし、複数のマルテンサイト粒における隣り合う２つの粒界三重点を結ぶ線分で構成される多角形の総面積をＡ０としとしたとき、ＶＭ／Ａ０で表される面積比が１．０以上である。

Description

本発明は、自動車に好適な高強度鋼板及びその製造方法に関する。
自動車の燃費改善対策としての車体軽量化、及び部品の一体成形によるコストダウンの要望が高まっており、プレス成形性に優れた高強度鋼板の開発が進められている。プレス成形性に優れた高強度鋼板として、フェライト及びマルテンサイトを含むDual Phase鋼板（ＤＰ鋼板）及び残留オーステナイトの変態誘起塑性（Transformation Induced Plasticity：ＴＲＩＰ）を利用したＴＲＩＰ鋼板が知られている。
しかしながら、従来のＤＰ鋼板及びＴＲＩＰ鋼板では、局部延性の向上に限界があり、形状が複雑で高い強度が望まれる部材の製造が困難である。機械的特性の観点では、高い引張強度を得ながら良好な局部延性を得ることが困難である。局部延性の指標として、穴広げ性及び絞りが挙げられる。穴広げ試験によれば、伸びフランジ成形部などにおいては実成形に近い評価を行うことができるが、割れ発生部（方向）の特性で評価される。一方で、絞りは、変形方向を限定した引張試験で測定されるため、材料の局部延性の定量的な差を表しやすい。例えば、特許文献１に、疲労強度の向上を目的とした高強度熱延鋼板が記載されているが、複雑な形状の部材の製造が困難な場合がある。
特開２０１４−１７３１５１号公報
本発明は、高い強度を確保しながら、局部延性を向上することができる高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、従来の高強度鋼板において優れた局部延性が得られない原因を明らかにすべく鋭意検討を行った。この結果、従来の高強度鋼板に含まれるマルテンサイト粒のうち粒界三重点にあるものが割れの起点になりやすいことが明らかになった。また、その理由として、粒界三重点にあるマルテンサイト粒の多くが応力集中を受けやすい形状を備えていることも明らかになった。更に、従来の高強度鋼板の製造方法では、オーステナイト及びフェライトの二相域からの冷却中にフェライト、ベイナイト若しくはパーライト又はこれらの任意の組み合わせが成長し、マルテンサイト粒はその隙間に形成されるため、応力集中を受けやすい形状にならざるを得ないことも明らかになった。
そして、本発明者らは、粒界三重点上のマルテンサイト粒の形状を、応力集中を受けにくい形状にすべく鋭意検討を行った。この結果、パーライトの面積分率及びサイズが所定の範囲内のミクロ組織（初期組織）を備えた鋼板を準備し、この鋼板の再加熱を所定の条件で行うことが重要であることが明らかになった。更に、上記の鋼板を準備するためには、所定の条件で熱間圧延を行うか、冷間圧延後に所定の条件で焼鈍を行うことが効果的であることも明らかになった。
本願発明者は、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０１％〜２．０％、
Ｍｎ：０．３％〜４．０％、
Ａｌ：０．０１％〜２．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．０％〜３．０％、
Ｍｏ：０．０％〜１．０％、
Ｎｉ：０．０％〜３．０％、
Ｃｕ：０．０％〜３．０％、
Ｎｂ：０．０％〜０．３％、
Ｔｉ：０．０％〜０．３％、
Ｖ：０．０％〜０．５％、
Ｂ：０．０％〜０．１％、
Ｃａ：０．００％〜０．０１％、
Ｍｇ：０．００％〜０．０１％、
Ｚｒ：０．００％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００％〜０．０１％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積％で、
マルテンサイト：５％以上、
フェライト：２０％以上、かつ
パーライト：５％以下、
で表されるミクロ組織を有し、
マルテンサイト粒の平均粒径は円相当径で４μｍ以下であり、
母相の粒界三重点上の複数のマルテンサイト粒のうち、
当該マルテンサイト粒と母相の結晶粒が構成する粒界三重点のうちの隣り合うもの同士を結ぶ粒界の少なくとも１つが、当該２つの粒界三重点を結ぶ線分に対して外側に凸の曲率を持ち、かつ
当該マルテンサイト粒が前記母相の１つの粒界三重点上にある
マルテンサイト粒を膨らみ型マルテンサイト粒としたとき、
前記母相の粒界三重点上の複数のマルテンサイト粒の個数に対する前記膨らみ型マルテンサイト粒の個数の割合は７０％以上であり、
前記母相の粒界三重点上の複数のマルテンサイト粒の総面積をＶＭとし、前記複数のマルテンサイト粒における前記隣り合う２つの粒界三重点を結ぶ線分で構成される多角形の総面積をＡ０としとしたとき、ＶＭ／Ａ０で表される面積比が１．０以上であることを特徴する高強度鋼板。
（２）
当該高強度鋼板の表面からの深さが当該高強度鋼板の厚さの１／４の領域におけるフェライトの平均粒径をＤ０としたとき、前記表面から深さが４×Ｄ０までの表層部内でのフェライトの平均粒径ＤＳは平均粒径Ｄ０の２倍以下であることを特徴する（１）に記載の高強度鋼板。
（３）
前記ミクロ組織において、未再結晶フェライトの面積分率は１０％以下であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の高強度鋼板
（４）
前記化学組成において、
Ｃｒ：０．０５％〜３．０％、
Ｍｏ：０．０５％〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５％〜３．０％、若しくは
Ｃｕ：０．０５％〜３．０％、
又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度鋼板。
（５）
前記化学組成において、
Ｎｂ：０．００５％〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５％〜０．３％、若しくは
Ｖ：０．０１％〜０．５％、
又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度鋼板。
（６）
前記化学組成において、
Ｂ：０．０００１％〜０．１％、
が満たされることを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の高強度鋼板。
（７）
前記化学組成において、
Ｃａ：０．０００５％〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５％〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５％〜０．０１％、若しくは
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０１％、
又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載の高強度鋼板。
（８）
鋼板を準備する工程と、
前記鋼板を３℃／秒〜１２０℃／秒の平均加熱速度で７７０℃〜８２０℃の第１の温度まで再加熱する工程と、
次いで、前記鋼板を６０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下の第２の温度まで冷却する工程と、
を有し、
前記鋼板におけるパーライトの面積分率は１０面積％以下であり、未再結晶フェライトの面積分率は１０％以下であり、パーライト粒の平均粒径は１０μｍ以下であり、
前記鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／４の領域におけるフェライトの平均粒径をＤ０としたとき、前記表面から深さが４×Ｄ０までの表層部内でのフェライトの平均粒径ＤＳは平均粒径Ｄ０の２倍以下であり、
前記第２の温度までの冷却は、前記鋼板の温度が前記第１の温度に達してから８秒間以内に開始し、
前記鋼板は、質量％で、
質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０１％〜２．０％、
Ｍｎ：０．３％〜４．０％、
Ａｌ：０．０１％〜２．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．０％〜３．０％、
Ｍｏ：０．０％〜１．０％、
Ｎｉ：０．０％〜３．０％、
Ｃｕ：０．０％〜３．０％、
Ｎｂ：０．０％〜０．３％、
Ｔｉ：０．０％〜０．３％、
Ｖ：０．０％〜０．５％、
Ｂ：０．０％〜０．１％、
Ｃａ：０．００％〜０．０１％、
Ｍｇ：０．００％〜０．０１％、
Ｚｒ：０．００％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００％〜０．０１％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（９）
前記鋼板を準備する工程は、
スラブの熱間圧延及び冷却を行う工程を有することを特徴とする（８）に記載の高強度鋼板の製造方法。
（１０）
前記熱間圧延の仕上げ圧延の最終２スタンドでは、温度を「Ａｒ３変態点＋１０℃」〜１０００℃とし、合計圧下率を１５％以上とし、
前記鋼板を準備する工程中の前記冷却の停止温度は５５０℃以下とすることを特徴とする（９）に記載の高強度鋼板の製造方法。
（１１）
前記鋼板を準備する工程は、
スラブの熱間圧延を行って熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板の冷間圧延、焼鈍及び冷却を行う工程と、
を有することを特徴とする（８）に記載の高強度鋼板の製造方法。
（１２）
前記冷間圧延における圧下率を３０％以上とし、
前記焼鈍の温度を７３０℃〜９００℃とし、
前記鋼板を準備する工程中の前記冷却における前記焼鈍の温度から６００℃までの平均冷却速度を１．０℃／秒〜２０℃／秒とすることを特徴とする（１１）に記載の高強度鋼板の製造方法。
（１３）
前記化学組成において、
Ｃｒ：０．０５％〜３．０％、
Ｍｏ：０．０５％〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５％〜３．０％、若しくは
Ｃｕ：０．０５％〜３．０％、
又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（８）〜（１２）のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
（１４）
前記化学組成において、
Ｎｂ：０．００５％〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５％〜０．３％、若しくは
Ｖ：０．０１％〜０．５％、
又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（８）〜（１３）のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
（１５）
前記化学組成において、
Ｂ：０．０００１％〜０．１％、
が満たされることを特徴とする（８）〜（１４）のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
（１６）
前記化学組成において、
Ｃａ：０．０００５％〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５％〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５％〜０．０１％、若しくは
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０１％、
又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（８）〜（１５）のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、マルテンサイト粒の形態が適切であるため、高い強度を確保しながら、局部延性を向上することができる。
図１Ａは、マルテンサイト粒の形状の例を示す図である。 図１Ｂは、マルテンサイト粒の形状の他の例を示す図である。 図２は、マルテンサイト粒の形成サイトを示す図である。 図３は、種々のマルテンサイト粒の形状を示す図である。 図４Ａは、マルテンサイト粒の面積と多角形の面積との関係の例を示す図である。 図４Ｂは、マルテンサイト粒の面積と多角形の面積との関係の他の例を示す図である。 図４Ｃは、マルテンサイト粒の面積と多角形の面積との関係の更に他の例を示す図である。 図５は、マルテンサイト粒の包含関係を示す図である。 図６Ａは、ミクロ組織の変化を示す図である。 図６Ｂは、図６Ａに引き続き、ミクロ組織の変化を示す図である。 図６Ｃは、図６Ｂに引き続き、ミクロ組織の変化を示す図である。 図７は、第１の実験における引張強度と伸びとの関係を示す図である。 図８は、第１の実験における引張強度と絞りとの関係を示す図である。 図９は、第２の実験における引張強度と伸びとの関係を示す図である。 図１０は、第２の実験における引張強度と絞りとの関係を示す図である。
本発明者らが、熱間圧延後にランナウトテーブルで冷却して製造した高強度鋼板、並びに、冷間圧延後に焼鈍（以下、冷延板焼鈍ということがある）及び冷却して製造した高強度鋼板のミクロ組織を観察したところ、多くの視野にて、図１Ａに示すように、フェライト、ベイナイト又はパーライトの結晶粒１１１、１１２、１１３が外側に膨らむようにして成長し、これらの粒界三重点上にマルテンサイト粒１１０が形成されていることが明らかになった。このミクロ組織では、マルテンサイト粒１１０と結晶粒１１１との粒界Ｂ１は、マルテンサイト粒１１０から見て、マルテンサイト粒１１０、結晶粒１１３及び結晶粒１１１の粒界三重点Ｔ３１とマルテンサイト粒１１０、結晶粒１１１及び結晶粒１１２の粒界三重点Ｔ１２とを結ぶ線分Ｌ１よりもマルテンサイト粒１０側に膨らんでいる。マルテンサイト粒１１０と結晶粒１１２との粒界Ｂ２は、粒界三重点Ｔ１２とマルテンサイト粒１１０、結晶粒１１２及び結晶粒１１３の粒界三重点Ｔ２３とを結ぶ線分Ｌ２よりもマルテンサイト粒１０側に膨らんでいる。マルテンサイト粒１１０と結晶粒１１３との粒界Ｂ３は、粒界三重点Ｔ２３と粒界三重点Ｔ３１とを結ぶ線分Ｌ３よりもマルテンサイト粒１１０側に膨らんでいる。このようなミクロ組織を有する高強度鋼板では、マルテンサイト粒１１０の結晶粒界は凹んでおり、粒界三重点Ｔ１２、Ｔ２３及びＴ３１の近傍に応力が集中しやすく、ここを起点に割れが生じやすい。このため、優れた局部延性が得にくい。
このようなミクロ組織が得られる理由として、熱間圧延後のランナウトテーブルでの冷却又は冷延板焼鈍後の冷却中にフェライト粒等が外側に膨らむように成長し、その残部にマルテンサイトが形成されるからであると考えられる。
本発明者らが、上記のような観察結果を参考にして、優れた局部延性が得られるミクロ組織について鋭意検討を行った結果、図１Ｂに示すようなミクロ組織が局部延性の向上に好適であることが明らかになった。すなわち、マルテンサイト粒２１０が外側に膨らみ、これがフェライト等の母相の結晶粒２１１、２１２及び２１３により囲まれているミクロ組織が好適であることが明らかになった。このミクロ組織では、マルテンサイト粒２１０と結晶粒２１１との粒界Ｂ１は、マルテンサイト粒２１０から見て、マルテンサイト粒２１０、結晶粒２１３及び結晶粒２１１の粒界三重点Ｔ３１とマルテンサイト粒２１０、結晶粒２１１及び結晶粒２１２の粒界三重点Ｔ１２とを結ぶ線分Ｌ１よりも粒２１１側に膨らんでいる。マルテンサイト粒２１０と結晶粒２１２との粒界Ｂ２は、マルテンサイト粒２１０から見て、粒界三重点Ｔ１２とマルテンサイト粒２１０、結晶粒２１２及び結晶粒２１３の粒界三重点Ｔ２３とを結ぶ線分Ｌ２よりも粒２１２側に膨らんでいる。マルテンサイト粒２１０と結晶粒２１３との粒界Ｂ３は、マルテンサイト粒２１０から見て、粒界三重点Ｔ２３と粒界三重点Ｔ３１とを結ぶ線分Ｌ３よりも粒２１３側に膨らんでいる。このようなミクロ組織を有する高強度鋼板では、マルテンサイト粒２１０の結晶粒界が外側を向くようにして膨らんでおり、粒界三重点Ｔ１２、Ｔ２３及びＴ３１の近傍に応力が集中しにくく、優れた局部延性が得られる。このようなミクロ組織を備えた高強度鋼板は後述の方法により製造することができる。
以下、本発明の実施形態について説明する。
先ず、本発明の実施形態に係る高強度鋼板及びその製造に用いる鋼の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、熱間圧延、冷却及び再加熱を経て製造されたり、熱間圧延、冷間圧延、冷延板焼鈍、冷却及び熱処理を経て製造されたりする。従って、高強度鋼板及び鋼の化学組成は、高強度鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、高強度鋼板及び鋼に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る高強度鋼板及びその製造に用いる鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１％〜２．０％、Ｍｎ：０．３％〜４．０％、Ａｌ：０．０１％〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０％〜３．０％、Ｍｏ：０．０％〜１．０％、Ｎｉ：０．０％〜３．０％、Ｃｕ：０．０％〜３．０％、Ｎｂ：０．０％〜０．３％、Ｔｉ：０．０％〜０．３％、Ｖ：０．０％〜０．５％、Ｂ：０．０％〜０．１％、Ｃａ：０．００％〜０．０１％、Ｍｇ：０．００％〜０．０１％、Ｚｒ：０．００％〜０．０１％、希土類元素（rare earth metal：ＲＥＭ）：０．００％〜０．０１％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。Ｓｎ及びＡｓが不純物の例として挙げられる。
（Ｃ：０．０３％〜０．３５％）
Ｃは、マルテンサイトの強化を通じて強度の向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０３％未満では、十分な強度、例えば５００Ｎ／ｍ２以上の引張強度が得られない。従って、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．３５％超では、熱間圧延及び冷却後の初期組織におけるパーライトの面積分率及びサイズが高くなり、また、再加熱後のミクロ組織においてパーライト及び島状セメンタイトの面積分率が高くなりやすく、十分な局部延性が得られない。従って、Ｃ含有量は０．３５％以下とする。より高い局部延性を得るためにＣ含有量は望ましくは０．２５％以下とし、優れた穴広げ性を得るためにＣ含有量は望ましくは０．１％以下とする。
（Ｓｉ：０．０１％〜２．０％）
Ｓｉは、フェライト生成元素であり、熱間圧延後の冷却中にフェライトの生成を促進する。Ｓｉは、有害な炭化物の生成を抑えて加工性の改善に寄与したり、固溶強化を通じて強度の向上に寄与したりする。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、これらの効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ａｌ含有量が０．１％未満の場合、Ｓｉ含有量は望ましくは０．３％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．０％超では、化成処理性及び点溶接性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。
（Ｍｎ：０．３％〜４．０％）
Ｍｎは、強度の向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．３％未満では、十分な強度が得られない。従って、Ｍｎ含有量は０．３％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が４．０％超では、ミクロ偏析及びマクロ偏析が起こりやすくなり、局部延性及び穴広げ性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。
（Ａｌ：０．０１％〜２．０％）
Ａｌは、脱酸材として作用する。Ａｌ含有量が０．０１％未満では、酸素を十分に排除できないことがある。従って、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。Ａｌは、Ｓｉと同様に、フェライトの生成を促進したり、有害な炭化物の生成を抑えて加工性の改善に寄与したりする。また、Ａｌは、Ｓｉほど化成処理性に影響しない。従って、Ａｌは、延性及び化成処理性の両立に有用である。しかしながら、Ａｌ含有量が２．０％超では、延性の向上の効果が飽和したり、化成処理性及び点溶接性が劣化したりする。従って、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。より優れた化成処理性を得るために、Ａｌ含有量は望ましくは１．０％以下とする。
（Ｐ：０．１０％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは、溶接性、加工性及び靭性を劣化させるため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．１０％超で、溶接性、加工性及び靭性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。より優れた加工性を得るために、Ｐ含有量は望ましくは０．０３％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．００１％以上としてもよい。Ｐは、Ｃｕが含有されている場合、耐腐食性を向上させる。
（Ｓ：０．０５％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を形成し、割れの起点となり、局部延性及び穴広げ性を低下させるため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｓ含有量が０．０５％超で、局部延性及び穴広げ性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０５％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、ストレッチャーストレインの原因となり、加工性を劣化させる。Ｎは、Ｔｉ及びＮｂが含有されている場合、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎを形成し、割れの起点となる。Ｎは、打ち抜き加工時の端面荒れの原因になったり、局部延性を大きく低下させたりする。従って、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１０％超で、上記の現象が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、必須元素ではなく、鋼板及び鋼に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
（Ｃｒ：０．０％〜３．０％、Ｍｏ：０．０％〜１．０％、Ｎｉ：０．０％〜３．０％、Ｃｕ：０．０％〜３．０％）
Ｃｕは、強度の向上に寄与する。Ｃｕは、Ｐが含有されている場合、耐腐食性を向上させる。従って、Ｃｕが含有されていてもよい。これらの効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量は望ましくは０．０５％以上とする。その一方で、Ｃｕ含有量が３．０％超では、焼入れ性が過剰となり、延性が低下する。従って、Ｃｕ含有量は３．０％以下とする。Ｎｉは、焼入れ性の向上を通じてマルテンサイトの形成を容易にする。Ｎｉは、Ｃｕが含有されている場合に生じやすい熱間割れの抑制に寄与する。従って、Ｎｉが含有されていてもよい。これらの効果を十分に得るために、Ｎｉ含有量は望ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が３．０％超では、焼入れ性が過剰となり、延性が低下する。従って、Ｎｉ含有量は３．０％以下とする。Ｍｏは、セメンタイトの形成を抑制し、初期組織におけるパーライトの形成を抑制する。Ｍｏは、再加熱中のマルテンサイト粒の形成にも有効である。従って、Ｍｏが含有されていてもよい。これらの効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は望ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が１．０％超では、延性が低下する。従って、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。Ｃｒは、Ｍｏと同様に、セメンタイトの形成を抑制し、初期組織におけるパーライトの形成を抑制する。従って、Ｃｒが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量が望ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が３．０％超では、延性が低下する。従って、Ｃｒ含有量は３．０％とする。
以上のことから、「Ｃｒ：０．０５％〜３．０％」、「Ｍｏ：０．０５％〜１．０％」、「Ｎｉ：０．０５％〜３．０％」、若しくは「Ｃｕ：０．０５％〜３．０％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが望ましい。
（Ｎｂ：０．０％〜０．３％、Ｔｉ：０．０％〜０．３％、Ｖ：０．０％〜０．５％）
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、炭化物を形成して強度の向上に寄与する。従って、Ｎｂ、Ｔｉ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｎｂ含有量は望ましくは０．００５％以上とし、Ｔｉ含有量は望ましくは０．００５％以上とし、Ｖ含有量は望ましくは０．０１％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が０．３％超であるか、Ｔｉ含有量が０．３％超であるか、Ｖ含有量が０．５％超では、析出強化が過剰となり、加工性が劣化する。従って、Ｎｂ含有量は０．３％以下とし、Ｎｂ含有量は０．３％以下とし、Ｖ含有量は０．５％以下とする。
以上のことから、「Ｎｂ：０．００５％〜０．３％」、「Ｔｉ：０．００５％〜０．３％」、若しくは「Ｖ：０．０１％〜０．５％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが望ましい。
（Ｂ：０．０％〜０．１％）
Ｂは、強度の向上に寄与する。従って、Ｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は望ましくは０．０００１％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．１％超では、焼入れ性が過剰となり、延性が低下する。従って、Ｂ含有量は０．１％以下とする。
（Ｃａ：０．００％〜０．０１％、Ｍｇ：０．００％〜０．０１％、Ｚｒ：０．００％〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００％〜０．０１％）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、硫化物系の介在物の形状を制御し、局部延性の向上に有効である。従って、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ若しくはＲＥＭ又はこれらの任意の組み合わせが含まれていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃａ含有量は望ましくは０．０００５％以上とし、Ｍｇ含有量は望ましくは０．０００５％以上とし、Ｚｒ含有量は望ましくは０．０００５％以上とし、ＲＥＭ含有量は望ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．０１％超であるか、Ｍｇ含有量が０．０１％超であるか、Ｚｒ含有量が０．０１％超であるか、ＲＥＭ含有量が０．０１％超では、延性及び局部延性が劣化する。従って、Ｃａ含有量は０．０１％以下とし、Ｍｇ含有量は０．０１％以下とし、Ｚｒ含有量は０．０１％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下とする。
以上のことから、「Ｃａ：０．０００５％〜０．０１％」、「Ｍｇ：０．０００５％〜０．０１％」、「Ｚｒ：０．０００５％〜０．０１％」、若しくは「ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０１％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが望ましい。
ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
次に、本発明の実施形態に係る高強度鋼板のミクロ組織について説明する。以下の説明において、高強度鋼板に含まれる相や組織の単位である「％」は、特に断りがない限り「面積％」を意味する。本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、面積％で、マルテンサイト：５％以上、フェライト：２０％以上、かつパーライト：５％以下、で表されるミクロ組織を有する。
（マルテンサイト：５％以上）
マルテンサイトは、Dual Phase鋼（ＤＰ鋼）における強度の向上に寄与する。マルテンサイトの面積分率が５％未満では、十分な強度、例えば５００Ｎ／ｍ２以上の引張強度が得られない。従って、マルテンサイトの面積分率は５％以上とする。より優れた強度を得るために、マルテンサイトの面積分率は望ましくは１０％以上とする。一方、マルテンサイトの面積分率が６０％超では、十分な伸びが得られないことがある。従って、マルテンサイトの面積分率は望ましくは６０％以下とする。
（フェライト：２０％以上）
フェライトは、ＤＰ鋼における伸びの向上に寄与する。フェライトの面積分率が２０％未満では、十分な伸びが得られない。従って、フェライトの面積分率は２０％以上とする。より優れた伸びを得るために、フェライトの面積分率は望ましくは３０％以上とする。
（パーライト：５％以下）
パーライトは、必須の相ではなく、高強度鋼板の製造過程で生成することがある。パーライトは、ＤＰ鋼の伸び及び穴広げ性を低下させるため、パーライトの面積分率は低ければ低いほどよい。特に、パーライトの面積分率が５％超で、伸び及び穴広げ性の低下が顕著である。従って、パーライトの面積分率は５％以下とする。
ミクロ組織の残部は、例えば、ベイナイト若しくは残留オーステナイト又はこれらの両方である。
ここで、マルテンサイトの形態について詳述する。本実施形態において、マルテンサイトの平均粒径は円相当径で４μｍ以下であり、母相の粒界三重点上のマルテンサイト粒の個数に対する膨らみ型マルテンサイト粒の個数の割合は７０％以上であり、所定の面積比は１．０以上である。
（マルテンサイトの平均粒径：円相当径で４μｍ以下）
マルテンサイトの平均粒径が円相当径で４μｍ超では、マルテンサイトに応力が集中しやすく、割れが生じやすい。従って、マルテンサイトの平均粒径は円相当径で４μｍ以下とする。より優れた成形性を得るために、マルテンサイトの平均粒径は円相当径で望ましくは３μｍ以下とする。
（母相の粒界三重点上のマルテンサイト粒の個数に対する膨らみ型マルテンサイト粒の個数の割合：７０％以上）
膨らみ型マルテンサイト粒とは、母相の１つの粒界三重点上のマルテンサイト粒のうち、当該マルテンサイト粒と母相の結晶粒が構成する粒界三重点のうちの隣り合うもの同士を結ぶ粒界の少なくとも１つが、当該２つの粒界三重点を結ぶ線分に対して外側に凸の曲率を持ち、かつ当該マルテンサイト粒が母相の１つの粒界三重点上にあるマルテンサイト粒をいう。図２に示すように、高強度鋼板には、母相の粒界三重点上のマルテンサイト粒３０１及び母相の２つの結晶粒間の粒界上のマルテンサイト粒３０２が含まれるところ、膨らみ型マルテンサイト粒はマルテンサイト粒３０１に属する。粒界三重点上のマルテンサイト粒には、２つ以上の粒界三重点上のマルテンサイト粒が互いに接して構成されたマルテンサイト粒３０３が含まれるところ、マルテンサイト粒３０３は「母相の１つの粒界三重点上」のものではないため、膨らみ型マルテンサイト粒に属さない。図３に示す６個のマルテンサイト粒のうち、マルテンサイト粒４０１、４０２、４０３及び４０４は、マルテンサイト粒と母相の結晶粒が構成する粒界三重点のうちの隣り合うもの同士を結ぶ粒界の少なくとも１つが、当該２つの粒界三重点を結ぶ線分に対して外側に凸の曲率を持つため、膨らみ型マルテンサイト粒に属する。一方、マルテンサイト粒４０５及び４０６は、マルテンサイト粒と母相の結晶粒が構成する粒界三重点のうちの隣り合うもの同士を結ぶ粒界のすべてが、当該２つの粒界三重点を結ぶ線分に対して外側に凸の曲率を持たないため、膨らみ型マルテンサイト粒に属さない。
膨らみ型マルテンサイト粒の個数の割合が高いほど、応力集中が生じにくく、優れた局部延性が得られる。母相の粒界三重点上のマルテンサイト粒の個数に対する膨らみ型マルテンサイト粒の個数の割合が７０％未満では、応力集中が生じやすいマルテンサイト粒の割合が高く、優れた局部延性が得られない。従って、母相の粒界三重点上のマルテンサイト粒の個数に対する膨らみ型マルテンサイト粒の個数の割合は７０％以上とする。
（所定の面積比：１．０以上）
膨らみ型マルテンサイト粒には、線分に対して外側に凸の曲率を持つ凸部分の割合が内側に凸の曲率を持つ凹部分の割合以上のもの、及びそうでないものが含まれ得る。前者は後者よりも局部延性の向上に寄与しやすく、後者の面積分率が高いほど局部延性が低くなる。前者の膨らみ型マルテンサイト粒では、図４Ａに示すように、当該膨らみ型マルテンサイト粒の面積ＶＭ１は、当該膨らみ型マルテンサイト粒における隣り合う２つの粒界三重点を結ぶ線分で構成される多角形の面積Ａ０１以上である。一方、後者の膨らみ型マルテンサイト粒では、図４Ｂに示すように、当該膨らみ型マルテンサイト粒の面積ＶＭ２は、当該膨らみ型マルテンサイト粒における隣り合う２つの粒界三重点を結ぶ線分で構成される多角形の面積Ａ０２より小さい。また、膨らみ型マルテンサイト粒に属さないものの、図２中のマルテンサイト粒３０３のような母相の複数の粒界三重点上にあるマルテンサイト粒には、図４Ｃに示すように、当該マルテンサイト粒の面積ＶＭ３が当該マルテンサイト粒における隣り合う２つの粒界三重点を結ぶ線分で構成される多角形の面積Ａ０３より小さいものがある。そして、複数、例えば２００個以上の粒界三重点上のマルテンサイト粒の総面積をＶＭとし、これら複数のマルテンサイト粒における隣り合う２つの粒界三重点を結ぶ線分で構成される多角形の総面積をＡ０としたとき、ＶＭ／Ａ０で表される面積比が１．０未満では、膨らみ型マルテンサイト粒の割合が７０％以上であっても、十分な局部延性を得にくい。従って、ＶＭ／Ａ０で表される面積比は１．０以上とする。
図５に、本実施形態におけるマルテンサイト粒の包含関係を示す。本実施形態では、母相の粒界三重点上のマルテンサイト粒（グループＡ）の個数に対する膨らみ型マルテンサイト粒（グループＢ）の個数の割合が７０％以上であり、母相の粒界三重点上のマルテンサイト粒（グループＡ）について、ＶＭ／Ａ０で表される面積比が１．０以上である。
本実施形態によれば、例えば、５００Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度及び０．５以下の絞りＲＡを得ることができる。また、引張強度ＴＳと伸びＥＬとのバランスを示すこれらの積（ＴＳ×ＥＬ）として、１８０００Ｎ／ｍｍ２・％以上の値を得ることもできる。そして、引張強度が同程度の従来の高強度鋼板と比較して優れた局部延性を得ることができる。
高強度鋼板に溶融亜鉛めっき層が含まれていてもよい。溶融亜鉛めっき層が含まれている場合、優れた耐食性を得ることができる。めっき付着量は特に限定されないが、特に良好な耐食性を得るために、めっき付着量は片面あたり望ましくは５ｇ／ｍ２以上とする。
溶融亜鉛めっき層は、例えばＺｎ及びＡｌを含み、Ｆｅ含有量が１３％以下であることが好ましい。Ｆｅ含有量が１３％以下の溶融亜鉛めっき層は、めっき密着性、成形性及び穴広げ性に優れる。一方、Ｆｅ含有量が１３％超では、溶融亜鉛めっき層自体の密着性が低く、高強度鋼板の加工の際に溶融亜鉛めっき層が破壊したり脱落したりして金型に付着することがあり、疵の原因となることがある。
溶融亜鉛めっき層が合金化されていてもよい。合金化された溶融亜鉛めっき層には、母鋼板からＦｅが取り込まれているため、優れたスポット溶接性及び塗装性が得られる。合金化された溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は７％以上であることが好ましい。Ｆｅ含有量が７％未満では、スポット溶接性の向上効果が不十分となる場合があるからである。なお、合金化されていない溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は１３％未満であれば、７％未満であってもよく、実質的に０％であっても良好なめっき密着性、成形性及び穴広げ性が得られる。
高強度鋼板に、溶融亜鉛めっき層上の上層めっき層が含まれていてもよい。上層めっき層が含まれている場合、優れた塗装性及び溶接性を得ることができる。また、溶融亜鉛めっき層を含む高強度鋼板に、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理及び溶接性向上処理等の表面処理が施されていてもよい。
次に、本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法の第１の例について説明する。第１の例では、上記の化学組成を有するスラブの熱間圧延、冷却及び再加熱をこの順で行う。図６Ａ乃至図６Ｃは、ミクロ組織の変化を示す図である。熱間圧延及びそれに続く冷却を通じて得られる鋼板のミクロ組織（初期組織）は、パーライトの面積分率が低く、パーライトの平均粒径が小さいものとする。この初期組織の残部は、例えばフェライト（α）とする（図６Ａ）。その後の再加熱では、鋼板を二相域まで昇温し、フェライトの粒界三重点上にオーステナイト（γ）を成長させる（図６Ｂ）。粒界三重点上に成長するオーステナイトは外側に膨らんだ形状を有する。そして、二相域からの急冷により、オーステナイトをマルテンサイト（Ｍ）に変態させる（図６Ｃ）。この結果、外側に膨らんだ形状を有するマルテンサイト粒が得られる。以下、これらの処理について詳述する。
（熱間圧延及び冷却）
熱間圧延及びそれに続く冷却により鋼板を得る。このとき、鋼板のミクロ組織（初期組織）は、パーライトの面積分率が１０％以下、パーライトの平均粒径が円相当径で１０μｍ以下とする。パーライトにはセメンタイトが含まれており、再加熱の際にセメンタイトが溶解してオーステナイトの形成を阻害する。そして、パーライトの面積分率が１０％超では、再加熱の際に十分な量のオーステナイトが得られず、その結果、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率を５％以上にすることが困難である。従って、パーライトの面積分率は１０％以下とする。パーライトの平均粒径が円相当径で１０μｍ超でも、再加熱の際に十分な量のオーステナイトが得られず、その結果、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率を５％以上にすることが困難である。また、パーライトの平均粒径が円相当径で１０μｍ超では、パーライト中にもオーステナイトが成長し、これらが結合することがある。複数のオーステナイトが結合して得られるオーステナイト粒の形状は外側に膨らんだ形状を持ちにくい。従って、パーライトの平均粒径は円相当径で１０μｍ以下とする。
鋼板の初期組織の残部は特に限定されないが、望ましくはフェライト、ベイナイト若しくはマルテンサイト又はこれらの任意の組み合わせであり、特に、これらの１種の面積分率が望ましくは９０％以上である。再加熱において、粒界三重点からオーステナイトを成長させやすくするためである。また、フェライト、ベイナイト若しくはマルテンサイト又はこれらの任意の組み合わせの結晶粒の平均粒径は望ましくは円相当径で１０μｍ以下である。高強度鋼板におけるマルテンサイト粒を小さくするためである。鋼板の初期組織の残部に塊状セメンタイトが含まれていてもよいが、再加熱の際のオーステナイトの形成を阻害するため、その面積分率は望ましくは１％以下である。
鋼板の表層部におけるフェライト粒は小さいことが好ましい。フェライトは再加熱の際に変態せず、そのまま高強度鋼板に残る。第１の例では冷間圧延を行わないため、高強度鋼板は厚めであり、曲げ、穴広げ、張り出し等の成形における表層部の歪が内部の歪より大きくなりやすい。従って、高強度鋼板の表層部のフェライト粒が大きい場合、表層部に割れが生じて局部延性が低下することがある。このような表層部の割れを抑制するために、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／４の領域におけるフェライトの平均粒径をＤ０としたとき、鋼板の表面から深さが４×Ｄ０までの表層部内でのフェライトの平均粒径ＤＳは平均粒径Ｄ０の２倍以下とする。以下、表層部のフェライトの平均粒径ＤＳが平均粒径Ｄ０の２倍超の部分を表層粗粒層ということがある。
熱間圧延の条件は特に限定されないが、仕上げ圧延の最終２スタンドの圧延では、温度を望ましくはいずれにおいても「Ａｒ３変態点＋１０℃」〜１０００℃とし、合計圧下率を望ましくは１５％〜４５％とする。熱間圧延後の厚さは、例えば１．０ｍｍ〜６．０ｍｍとする。
最終２スタンドでの圧延温度がいずれかでＡｒ３点＋１０℃未満では、表層粗粒層が形成されやすい。従って、最終２スタンドでの圧延温度は望ましくはいずれにおいてもＡｒ３点＋１０℃以上とする。一方、圧延温度がいずれかで１０００℃超では、初期組織におけるパーライトの平均粒径が円相当径で１０μｍ以下になりにくい。従って、最終２スタンドでの圧延温度は望ましくはいずれかにおいても１０００℃以下とする。
最終２スタンドの合計圧下率が１５％未満では、オーステナイト粒が大きくなり、初期組織におけるパーライトの平均粒径が円相当径で１０μｍ以下になりにくい。従って、最終２スタンドの合計圧下率は望ましくは１５％以上とし、より望ましくは２０％以上とする。一方、合計圧下率が４５％超では、鋼板の機械的特性への悪影響は生じにくいものの、鋼板の形状の制御が困難になることがある。従って、最終２スタンドの合計圧下率は望ましくは４５％以下とし、より望ましくは４０％以下とする。
熱間圧延後には、５５０℃以下まで冷却する。冷却停止温度が５５０℃超では、パーライトの面積分率が１０％超になる。この冷却は、例えばランナウトテーブル（run out table：ＲＯＴ）で行う。例えば、この冷却中にオーステナイトの一部又は全部がフェライトに変態する。冷却条件は特に限定されず、オーステナイトの一部又は全部がベイナイト若しくはマルテンサイト又はこれらの両方に変態してもよい。このようにして、所定の初期組織を有する鋼板が得られる。冷却後には鋼板を巻き取る。例えば、巻取温度は５５０℃以下とする。巻取温度が５５０℃超では、パーライトの面積分率が１０％超になる。
（再加熱）
再加熱では、鋼板を３℃／秒〜１２０℃／秒の平均加熱速度で７７０℃〜８２０℃の第１の温度まで加熱し、６０℃／秒以上の平均冷延速度で３００℃以下の第２の温度まで冷却する。第２の温度までの冷却は、鋼板の温度が第１の温度に達してから８秒間以内に開始する。上記のように、再加熱中に、外側に膨らむオーステナイト粒が成長し、そのままの形状のマルテンサイト粒が得られる。
平均加熱速度が３℃／秒未満では、加熱中に、オーステナイトが過剰に成長したり、オーステナイト粒同士が結合したりして、高強度鋼板において所望のマルテンサイトを得にくくなる。従って、平均加熱速度は３℃／秒以上とする。一方で、平均加熱速度が１２０℃／秒超では、炭化物が残存し、十分な量のオーステナイトが得られない。従って、平均加熱速度は１２０℃／秒以下とする。
再加熱の到達温度（第１の温度）が７７０℃未満では、初期組織にベイナイト若しくはマルテンサイト又はこれらの両方が含まれている場合に、これらがオーステナイトに変態しにくく、高強度鋼板において所望のマルテンサイトを得にくくなる。従って、到達温度は７７０℃以上とする。つまり、本実施形態では、初期組織にベイナイト若しくはマルテンサイト又はこれらの両方が含まれている場合、これらを焼戻しするのではなく、オーステナイトに変態させる。一方、到達温度が８２０℃超では、フェライトがオーステナイトに変態し、高強度鋼板において所望のマルテンサイトを得にくくなる。従って、到達温度は８２０℃以下とする。
平均冷却速度が６０℃／秒未満では、フェライトが成長しやすく、外側に膨らんだ形状のマルテンサイトが得にくくなる。従って、平均冷却速度は６０℃／秒以上とする。一方、平均冷却速度が２００℃／秒超では、鋼板の機械的特性への悪影響は生じにくいものの、設備への負荷が大きくなったり、温度の均一性が低下して鋼板の形状の制御が困難になったりすることがある。従って、平均冷却速度は好ましくは２００℃／秒以下とする。
冷却停止温度（第２の温度）が３００℃超では、焼入れが十分ではなく、高強度鋼板において所望のマルテンサイトを得にくい。従って、冷却停止温度は３００℃以下とする。
鋼板の温度が第１の温度に達してから第２の温度までの冷却を開始するまでの時間が８秒間超では、保持中に、オーステナイトが過剰に成長したり、オーステナイト粒同士が結合したりして、高強度鋼板において所望のマルテンサイトを得にくくなる。従って、冷却開始までの保持時間は８秒間未満とする。特に優れた局部延性を得るために、保持時間は望ましくは５秒間以下とする。
このようにして、本実施形態に係る高強度鋼板を製造することができる。なお、表層粗粒層を含む鋼板を用いて製造した高強度鋼板には表層粗粒層が含まれ、表層粗粒層を含まない鋼板を用いて製造した高強度鋼板では、当該高強度鋼板の表面からの深さが当該高強度鋼板の厚さの１／４の領域におけるフェライトの平均粒径をＤ０としたとき、表面から深さが４×Ｄ０までの表層部内でのフェライトの平均粒径ＤＳは平均粒径Ｄ０の２倍以下である。
次に、本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法の第２の例について説明する。第２の例では、上記の化学組成を有するスラブの熱間圧延、冷間圧延、冷延板焼鈍、冷却及び再加熱をこの順で行う。冷延板焼鈍及びそれに続く冷却を通じて得られる鋼板のミクロ組織（初期組織）は、パーライトの面積分率が低く、パーライトの平均粒径が小さいものとする。この初期組織の残部は、例えばフェライト（α）とする（図６Ａ）。その後の再加熱では、鋼板を二相域まで昇温し、フェライトの粒界三重点上にオーステナイト（γ）を成長させる（図６Ｂ）。粒界三重点上に成長するオーステナイトは外側に膨らんだ形状を有する。そして、二相域からの急冷により、オーステナイトをマルテンサイト（Ｍ）に変態させる（図６Ｃ）。この結果、外側に膨らんだ形状を有するマルテンサイト粒が得られる。以下、これらの処理について詳述する。
（熱間圧延）
熱間圧延では、スラブの熱間圧延を行い、例えば厚さが１．０ｍｍ〜６．０ｍｍの熱延鋼板を得る。
（冷間圧延、冷延板焼鈍及び冷却）
熱延鋼板の冷間圧延、冷延板焼鈍及びそれに続く冷却により鋼板を得る。このとき、鋼板のミクロ組織（初期組織）は、パーライトの面積分率が１０％以下、パーライトの平均粒径が円相当径で１０μｍ以下、未再結晶フェライトの面積分率が１０％以下とする。パーライトにはセメンタイトが含まれており、再加熱の際にセメンタイトが溶解してオーステナイトの形成を阻害する。そして、パーライトの面積分率が１０％超では、再加熱の際に十分な量のオーステナイトが得られず、その結果、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率を５％以上にすることが困難である。従って、パーライトの面積分率は１０％以下とする。パーライトの平均粒径が円相当径で１０μｍ超でも、再加熱の際に十分な量のオーステナイトが得られず、その結果、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率を５％以上にすることが困難である。また、パーライトの平均粒径が円相当径で１０μｍ超では、パーライト中にもオーステナイトが成長し、これらが結合することがある。複数のオーステナイトが結合して得られるオーステナイト粒の形状は外側に膨らんだ形状を持ちにくい。従って、パーライトの平均粒径は円相当径で１０μｍ以下とする。未再結晶フェライトの面積分率が１０％超では、十分な局部延性が得られない。従って、未再結晶フェライトの面積分率は１０％以下とする。
鋼板の初期組織の残部は特に限定されないが、第１の例と同様に、望ましくはフェライト、ベイナイト若しくはマルテンサイト又はこれらの任意の組み合わせであり、特に、これらの１種の面積分率が望ましくは９０％以上である。フェライト、ベイナイト若しくはマルテンサイト又はこれらの任意の組み合わせの結晶粒の平均粒径は望ましくは円相当径で１０μｍ以下である。鋼板の初期組織の残部に塊状セメンタイトが含まれていてもよいが、その面積分率は望ましくは１％以下である。
冷間圧延の条件は特に限定されないが、望ましくは圧下率を３０％以上とする。圧下率を３０％以上とすることにより、初期組織に含まれる結晶粒を微細にすることができ、高強度鋼板におけるマルテンサイトの平均粒径を３μｍ以下にしやすい。冷間圧延後の厚さは、例えば０．４ｍｍ〜３．０ｍｍとする。
冷延板焼鈍の条件は特に限定されないが、望ましくは、焼鈍温度は７３０℃〜９００℃とし、それに続いて１．０℃／秒〜２０℃／秒の平均速度で６００℃まで冷却する。
焼鈍温度が７３０℃未満では、初期組織における未再結晶フェライトの面積分率を１０％以下にしにくい。従って、焼鈍温度は望ましくは７３０℃以上とする。一方、焼鈍温度が９００℃超では、初期組織におけるパーライトの平均粒径を円相当径で１０μｍ以下にしにくく、高強度鋼板におけるマルテンサイトの平均粒径が大きくなりやすい。従って、焼鈍温度は望ましくは９００℃以下とする。
６００℃までの平均冷却速度が１．０℃／秒未満では、初期組織におけるパーライトの面積分率が１０％超となったり、パーライトの平均粒径が円相当径で１０μｍ超となったりすることがある。従って、この平均冷却速度は望ましくは１．０℃／秒以上とする。一方、６００℃までの平均冷却速度が２０℃／秒超では、初期組織が安定せず、所望の初期組織が得られないことがある。従って、この平均冷却速度は望ましくは２０℃／秒以下とする。
冷却停止温度が６００℃超では、パーライトの面積分率が１０％超になる。例えば、この冷却中にオーステナイトの一部又は全部がフェライトに変態する。冷却条件は特に限定されず、オーステナイトの一部又は全部がベイナイト若しくはマルテンサイト又はこれらの両方に変態してもよい。このようにして、所定の初期組織を有する鋼板が得られる。
（再加熱）
再加熱は、第１の例と同様の条件で行う。すなわち、鋼板を３℃／秒〜１２０℃／秒の平均加熱速度で７７０℃〜８２０℃の第１の温度まで加熱し、６０℃／秒以上の平均冷延速度で３００℃以下の第２の温度まで冷却する。第２の温度までの冷却は、鋼板の温度が第１の温度に達してから８秒間以内に開始する。上記のように、再加熱中に、外側に膨らむオーステナイト粒が成長し、そのままの形状のマルテンサイト粒が得られる。
このようにして、本実施形態に係る高強度鋼板を製造することができる。なお、未再結晶フェライトの面積分率が１０％超の鋼板を用いて製造した高強度鋼板のミクロ組織には１０％超の面積分率で未再結晶フェライトが含まれ、未再結晶フェライトの面積分率が１０％以下の鋼板を用いて製造した高強度鋼板のミクロ組織では未再結晶フェライトの面積分率は１０％以下である。
第１の例では、熱間圧延及びそれに続く冷却により鋼板を準備するため、この鋼板に１０％超の未再結晶フェライトが含まれることはない。第２の例では、熱延鋼板の冷間圧延、冷延板焼鈍及びそれに続く冷却により鋼板を準備するため、この鋼板に表層粗粒層が含まれることはない。
なお、鋼板又は高強度鋼板をめっき浴に浸漬してめっき層を形成してもよく、めっき層を形成した後に６００℃以下での合金化処理を行ってもよい。例えば、溶融亜鉛めっき層を形成してもよく、その後に合金化処理を行ってもよい。溶融亜鉛めっき層上に上層めっき層を形成してもよい。溶融亜鉛めっき層の形成後にクロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理及び溶接性向上処理等の表面処理を行ってもよい。酸洗及びスキンパス圧延を行ってもよい。
各相及び組織の面積分率は、例えば下記の方法で測定することができる。例えば、高強度鋼板のレペラーエッチング又はナイタールエッチングを行い、光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡（scanning electron microscope：ＳＥＭ）を用いた観察を行い、各相及び組織を同定し、画像解析装置等を用いて面積分率を測定する。このとき、観察対象領域は、例えば、高強度鋼板の表面からの深さが当該高強度鋼板の厚さの１／４の領域とする。なお、マルテンサイト粒の平均粒径及び面積の測定に際しては、２００個以上のマルテンサイト粒についての測定を行う。
第１の例で用いる鋼板におけるフェライト粒の平均粒径は、例えば下記の方法で測定することができる。すなわち、鋼板のナイタールエッチングを行い、光学顕微鏡又はＳＥＭを用いた圧延方向に直交する断面の観察を行い、画像解析装置等を用いてフェライト粒の平均粒径を測定する。このとき、観察対象領域は、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／４の領域及び表層部とする。これらの測定方法は一例であり、測定方法はこれらに限定されない。
第２の例で用いる鋼板における未再結晶フェライトの面積分率は、例えば下記の方法で測定することができる。すなわち、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／４の領域を測定面とする作製し、各測定面の電子後方散乱解析像（electron back scattering pattern：ＥＢＳＰ）における結晶方位測定データを得る。試料の作製では、例えば、機械研磨等による薄化並びに電解研磨等による歪の除去及び薄化を行う。ＥＢＳＰは試料の各結晶粒内で５点以上測定し、各測定結果から得られた結晶方位測定データを測定点（ピクセル）毎に取得する。次いで、得られた結晶方位測定データをKernel Average Misorientation（ＫＡＭ）法で解析し、フェライトに含まれる未再結晶フェライトを判別し、フェライト中の未再結晶フェライトの面積分率を算出する。初期組織中のフェライトの面積分率、及びフェライト中の未再結晶フェライトの面積分率から初期組織中の未再結晶フェライトの面積分率を算出することができる。ＫＡＭ法では、隣接した測定点の結晶方位差を定量的に示すことができ、本発明では、隣接する測定点との平均結晶方位差が１°以上の結晶粒を未再結晶フェライトと定義する。
これらの測定方法は一例であり、測定方法はこれらに限定されない。
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（第１の実験）
第１の実験では、表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブを製造した。表１に示す化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、表２に示す条件で熱間圧延及びＲＯＴでの冷却を行って表２に示す初期組織を有する鋼板を得た。その後、表２に示す条件で再加熱を行い、酸洗及び圧下率が０．５％のスキンパス圧延を行って、高強度鋼板を得た。高強度鋼板の厚さは２．６ｍｍ〜３．２ｍｍとした。表２中の下線は、その項目が本発明の範囲から外れていることを示す。表２中の「表層粗粒層」の欄については、鋼板の表面から深さが４×Ｄ０までの表層部内でのフェライトの平均粒径ＤＳが平均粒径Ｄ０の２倍以下であるものを「なし」、２倍超であるものを「あり」としている。
そして、各高強度鋼板について、ミクロ組織を特定し、マルテンサイトの形態を特定した。これらの結果を表３に示す。表３中の下線は、その項目が本発明の範囲から外れていることを示す。
更に、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して各高強度鋼板の引張試験を行い、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ及び絞りＲＡを測定した。絞りＲＡは、破断部の両側の幅の平均値Ｗ及び両側の厚さの平均値ｔを実物投影機で拡大して測定を行い、下記の（式１）から算出した。ここで、Ｗ０、ｔ０は、それぞれ引張試験前の幅及び厚さである。これらの結果を表４に示す。表４中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。
ＲＡ＝１−（Ｗ×ｔ）／（Ｗ０×ｔ０） （式１）
表４に示すように、本発明範囲内にある試料Ｎｏ．２〜Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．８〜Ｎｏ．９、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２７〜Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３５〜Ｎｏ．３７、及びＮｏ．５２では、優れた引張強度及び絞りＲＡを得ることができ、引張強度と伸びとのバランスも良好であった。
一方、試料Ｎｏ．１では、鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎ、パーライト粒の平均粒径が大きすぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、パーライトの面積分率が高すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎ、パーライト粒の平均粒径が大きすぎたのは、熱間圧延後の冷却停止温度が高すぎたためである。
試料Ｎｏ．４では、再加熱の平均冷却速度が低すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの平均粒径が大きすぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．６では、鋼板におけるパーライト粒の平均粒径が大きすぎたため、高強度鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。鋼板におけるパーライト粒の平均粒径が大きすぎたのは、熱間圧延の最終２スタンドにおける合計圧下率が低すぎたためである。
試料Ｎｏ．７では、鋼板に表層粗粒層が含まれていたため、高強度鋼板にも表層粗粒層が残存した。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。鋼板に表層粗粒層が含まれていたのは、熱間圧延の最終２スタンドの温度が低すぎたためである。
試料Ｎｏ．１０では、再加熱の保持時間が長すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの平均粒径が大きすぎ、膨らみ型マルテンサイト粒の割合が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．１３では、再加熱の到達温度が低すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、パーライトの面積分率が高すぎ、膨らみ型マルテンサイト粒の割合が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．１５では、再加熱の冷却停止温度が高すぎたため、高強度鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．２０では、再加熱の平均冷却速度が低すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、パーライトの面積分率が高すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．２５では、再加熱の冷却停止温度が高すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．２６では、鋼板に表層粗粒層が含まれていたため、高強度鋼板にも表層粗粒層が残存した。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。鋼板に表層粗粒層が含まれていたのは、熱間圧延の最終２スタンドの温度が低すぎたためである。
試料Ｎｏ．３４では、再加熱の到達温度が低すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、膨らみ型マルテンサイト粒の割合が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．３８〜試料Ｎｏ．４４では、化学組成が本発明範囲から外れていたため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．４５では、再加熱の平均加熱速度が高すぎ、到達温度が低すぎ、冷却停止温度が高すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、パーライトの面積分率が高すぎ、膨らみ型マルテンサイト粒の割合が低すぎ、所定の面積比が低すぎた。このため、良好な絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．４６では、再加熱の平均加熱速度が高すぎ、冷却停止温度が高すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、パーライトの面積分率が高すぎ、膨らみ型マルテンサイト粒の割合が低すぎ、所定の面積比が低すぎた。このため、良好な絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．４７では、再加熱の平均冷却速度が低すぎ、冷却停止温度が高すぎたため、結合したマルテンサイトが高強度鋼板中に多数存在し、膨らみ型マルテンサイトの割合が低すぎ、所定の面積比が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．４８では、冷却停止温度が高すぎたため、膨らみ型マルテンサイトの割合が低すぎ、所定の面積比が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．４９では、鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、膨らみ型マルテンサイトの割合が低すぎ、所定の面積比が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎたのは、熱間圧延後の冷却停止温度が高すぎたためである。
試料Ｎｏ．５０では、再加熱の平均加熱速度が高すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、膨らみ型マルテンサイト粒の割合が低すぎ、所定の面積比が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．５１では、再加熱の到達温度が高すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの平均粒径が大きすぎ、膨らみ型マルテンサイト粒の割合が低すぎ、所定の面積比が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
これら発明例及び比較例の引張強度と伸びとの関係を図７に示し、引張強度と絞りとの関係を図８に示す。図７に示すように、引張強度が同程度であれば、発明例にて高い伸びを得ることができた。図８に示すように、引張強度が同程度であれば、発明例にて優れた絞りを得ることができた。
（第２の実験）
第２の実験では、表５に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブを製造した。表５に示す化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。表５中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、熱間圧延を行い、表６に示す条件で冷間圧延、冷延板焼鈍及び冷却を行って表６に示す初期組織を有する鋼板を得た。その後、表６に示す条件で再加熱を行い、酸洗及び圧下率が０．５％のスキンパス圧延を行って、高強度鋼板を得た。高強度鋼板の厚さは１．０ｍｍ〜１．８ｍｍとした。表６中の下線は、その項目が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各高強度鋼板について、ミクロ組織を特定し、マルテンサイトの形態を特定した。これらの結果を表７に示す。表７中の下線は、その項目が本発明の範囲から外れていることを示す。
更に、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して各高強度鋼板の引張試験を行い、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ及び絞りＲＡを測定した。これらの結果を表８に示す。表８中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。
表８に示すように、本発明範囲内にある試料Ｎｏ．１０２〜Ｎｏ．１０３、Ｎｏ．１０５、Ｎｏ．１０８〜Ｎｏ．１０９、Ｎｏ．１１１〜Ｎｏ．１１２、Ｎｏ．１１４、Ｎｏ．１１６〜Ｎｏ．１１９、Ｎｏ．１２１〜Ｎｏ．１２４、Ｎｏ．１２６〜Ｎｏ．１３１、Ｎｏ．１３３〜Ｎｏ．１３８、及びＮｏ．１４９では、優れた引張強度及び絞りを得ることができ、引張強度と伸びとのバランスも良好であった。
一方、試料Ｎｏ．１０１では、鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎ、パーライト粒の平均粒径が大きすぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、パーライトの面積分率が高すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎ、パーライト粒の平均粒径が大きすぎたのは、冷延板焼鈍の平均冷却速度が低すぎたためである。
試料Ｎｏ．１０４では、再加熱の平均加熱速度が低かったため、高強度鋼板におけるマルテンサイト粒の平均粒径が大きすぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．１０６では、鋼板におけるパーライト粒の平均粒径が大きすぎ、未再結晶フェライトの面積分率が高すぎたため、高強度鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎ、マルテンサイト粒の平均粒径が大きすぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。鋼板におけるパーライトの平均粒径が大きすぎ、未再結晶フェライトの面積分率が高すぎたのは、冷間圧延の圧下率が低すぎたためである。
試料Ｎｏ．１０７では、鋼板におけるパーライト粒の平均粒径が大きかったため、高強度鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。鋼板におけるパーライトの平均粒径が大きすぎたのは、冷延板焼鈍の温度が低すぎたためである。
試料Ｎｏ．１１０では、再加熱の保持時間が長すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイト粒の平均粒径が大きすぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．１１３では、再加熱の到達温度が低すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、パーライトの面積分率が高すぎ、膨らみ型のマルテンサイトの割合が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．１１５では、再加熱の冷却停止温度が高すぎたため、高強度鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．１２０では、再加熱の平均冷却速度が低すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、パーライトの面積分率が高すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．１２５では、再加熱の冷却停止温度が高すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．１３２では、再加熱の到達温度が低すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、膨らみ型のマルテンサイトの割合が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．１３８〜Ｎｏ．１４５では、化学組成が本発明範囲から外れていたため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．１４６では、鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、膨らみ型マルテンサイトの割合が低すぎ、所定の面積比が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。鋼板におけるパーライトの面積分率が高すぎたのは、冷延板焼鈍の平均冷却速度が低すぎたためである。
試料Ｎｏ．１４７では、再加熱の平均加熱速度が高すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの面積分率が低すぎ、膨らみ型マルテンサイト粒の割合が低すぎ、所定の面積比が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
試料Ｎｏ．１４８では、再加熱の到達温度が高すぎたため、高強度鋼板におけるマルテンサイトの平均粒径が大きすぎ、膨らみ型マルテンサイト粒の割合が低すぎ、所定の面積比が低すぎた。このため、良好な積（ＴＳ×ＥＬ）及び絞りＲＡが得られなかった。
これら発明例及び比較例の引張強度と伸びとの関係を図９に示し、引張強度と絞りとの関係を図１０に示す。図９に示すように、引張強度が同程度であれば、発明例にて高い伸びを得ることができた。図１０に示すように、引張強度が同程度であれば、発明例にて優れた絞りを得ることができた。
本発明は、例えば、自動車部品に好適な高強度鋼板に関連する産業に利用することができる。
本発明者らが、熱間圧延後にランナウトテーブルで冷却して製造した高強度鋼板、並びに、冷間圧延後に焼鈍（以下、冷延板焼鈍ということがある）及び冷却して製造した高強度鋼板のミクロ組織を観察したところ、多くの視野にて、図１Ａに示すように、フェライト、ベイナイト又はパーライトの結晶粒１１１、１１２、１１３が外側に膨らむようにして成長し、これらの粒界三重点上にマルテンサイト粒１１０が形成されていることが明らかになった。このミクロ組織では、マルテンサイト粒１１０と結晶粒１１１との粒界Ｂ１は、マルテンサイト粒１１０から見て、マルテンサイト粒１１０、結晶粒１１３及び結晶粒１１１の粒界三重点Ｔ３１とマルテンサイト粒１１０、結晶粒１１１及び結晶粒１１２の粒界三重点Ｔ１２とを結ぶ線分Ｌ１よりもマルテンサイト粒１１０側に膨らんでいる。マルテンサイト粒１１０と結晶粒１１２との粒界Ｂ２は、粒界三重点Ｔ１２とマルテンサイト粒１１０、結晶粒１１２及び結晶粒１１３の粒界三重点Ｔ２３とを結ぶ線分Ｌ２よりもマルテンサイト粒１１０側に膨らんでいる。マルテンサイト粒１１０と結晶粒１１３との粒界Ｂ３は、粒界三重点Ｔ２３と粒界三重点Ｔ３１とを結ぶ線分Ｌ３よりもマルテンサイト粒１１０側に膨らんでいる。このようなミクロ組織を有する高強度鋼板では、マルテンサイト粒１１０の結晶粒界は凹んでおり、粒界三重点Ｔ１２、Ｔ２３及びＴ３１の近傍に応力が集中しやすく、ここを起点に割れが生じやすい。このため、優れた局部延性が得にくい。
（Ｃ：０．０３％〜０．３５％）
Ｃは、マルテンサイトの強化を通じて強度の向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０３％未満では、十分な強度、例えば５００Ｎ／ｍｍ 2 以上の引張強度が得られない。従って、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．３５％超では、熱間圧延及び冷却後の初期組織におけるパーライトの面積分率及びサイズが高くなり、また、再加熱後のミクロ組織においてパーライト及び島状セメンタイトの面積分率が高くなりやすく、十分な局部延性が得られない。従って、Ｃ含有量は０．３５％以下とする。より高い局部延性を得るためにＣ含有量は望ましくは０．２５％以下とし、優れた穴広げ性を得るためにＣ含有量は望ましくは０．１％以下とする。
（Ｎｂ：０．０％〜０．３％、Ｔｉ：０．０％〜０．３％、Ｖ：０．０％〜０．５％）
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、炭化物を形成して強度の向上に寄与する。従って、Ｎｂ、Ｔｉ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｎｂ含有量は望ましくは０．００５％以上とし、Ｔｉ含有量は望ましくは０．００５％以上とし、Ｖ含有量は望ましくは０．０１％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．３％超であるか、Ｔｉ含有量が０．３％超であるか、Ｖ含有量が０．５％超では、析出強化が過剰となり、加工性が劣化する。従って、Ｎｂ含有量は０．３％以下とし、Ｎｂ含有量は０．３％以下とし、Ｖ含有量は０．５％以下とする。
（マルテンサイト：５％以上）
マルテンサイトは、Dual Phase鋼（ＤＰ鋼）における強度の向上に寄与する。マルテンサイトの面積分率が５％未満では、十分な強度、例えば５００Ｎ／ｍｍ 2 以上の引張強度が得られない。従って、マルテンサイトの面積分率は５％以上とする。より優れた強度を得るために、マルテンサイトの面積分率は望ましくは１０％以上とする。一方、マルテンサイトの面積分率が６０％超では、十分な伸びが得られないことがある。従って、マルテンサイトの面積分率は望ましくは６０％以下とする。
（再加熱）
再加熱では、鋼板を３℃／秒〜１２０℃／秒の平均加熱速度で７７０℃〜８２０℃の第１の温度まで加熱し、６０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下の第２の温度まで冷却する。第２の温度までの冷却は、鋼板の温度が第１の温度に達してから８秒間以内に開始する。上記のように、再加熱中に、外側に膨らむオーステナイト粒が成長し、そのままの形状のマルテンサイト粒が得られる。
（再加熱）
再加熱は、第１の例と同様の条件で行う。すなわち、鋼板を３℃／秒〜１２０℃／秒の平均加熱速度で７７０℃〜８２０℃の第１の温度まで加熱し、６０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下の第２の温度まで冷却する。第２の温度までの冷却は、鋼板の温度が第１の温度に達してから８秒間以内に開始する。上記のように、再加熱中に、外側に膨らむオーステナイト粒が成長し、そのままの形状のマルテンサイト粒が得られる。
第２の例で用いる鋼板における未再結晶フェライトの面積分率は、例えば下記の方法で測定することができる。すなわち、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／４の領域を測定面とする試料を作製し、各測定面の電子後方散乱解析像（electron back scattering pattern：ＥＢＳＰ）における結晶方位測定データを得る。試料の作製では、例えば、機械研磨等による薄化並びに電解研磨等による歪の除去及び薄化を行う。ＥＢＳＰは試料の各結晶粒内で５点以上測定し、各測定結果から得られた結晶方位測定データを測定点（ピクセル）毎に取得する。次いで、得られた結晶方位測定データをKernel Average Misorientation（ＫＡＭ）法で解析し、フェライトに含まれる未再結晶フェライトを判別し、フェライト中の未再結晶フェライトの面積分率を算出する。初期組織中のフェライトの面積分率、及びフェライト中の未再結晶フェライトの面積分率から初期組織中の未再結晶フェライトの面積分率を算出することができる。ＫＡＭ法では、隣接した測定点の結晶方位差を定量的に示すことができ、本発明では、隣接する測定点との平均結晶方位差が１°以上の結晶粒を未再結晶フェライトと定義する。

Claims (16)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０３％〜０．３５％、
    Ｓｉ：０．０１％〜２．０％、
    Ｍｎ：０．３％〜４．０％、
    Ａｌ：０．０１％〜２．０％、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．０５％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｃｒ：０．０％〜３．０％、
    Ｍｏ：０．０％〜１．０％、
    Ｎｉ：０．０％〜３．０％、
    Ｃｕ：０．０％〜３．０％、
    Ｎｂ：０．０％〜０．３％、
    Ｔｉ：０．０％〜０．３％、
    Ｖ：０．０％〜０．５％、
    Ｂ：０．０％〜０．１％、
    Ｃａ：０．００％〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．００％〜０．０１％、
    Ｚｒ：０．００％〜０．０１％、
    ＲＥＭ：０．００％〜０．０１％、かつ
    残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    面積％で、
    マルテンサイト：５％以上、
    フェライト：２０％以上、かつ
    パーライト：５％以下、
    で表されるミクロ組織を有し、
    マルテンサイト粒の平均粒径は円相当径で４μｍ以下であり、
    母相の粒界三重点上の複数のマルテンサイト粒のうち、
    当該マルテンサイト粒と母相の結晶粒が構成する粒界三重点のうちの隣り合うもの同士を結ぶ粒界の少なくとも１つが、当該２つの粒界三重点を結ぶ線分に対して外側に凸の曲率を持ち、かつ
    当該マルテンサイト粒が前記母相の１つの粒界三重点上にある
    マルテンサイト粒を膨らみ型マルテンサイト粒としたとき、
    前記母相の粒界三重点上の複数のマルテンサイト粒の個数に対する前記膨らみ型マルテンサイト粒の個数の割合は７０％以上であり、
    前記母相の粒界三重点上の複数のマルテンサイト粒の総面積をＶＭとし、前記複数のマルテンサイト粒における前記隣り合う２つの粒界三重点を結ぶ線分で構成される多角形の総面積をＡ０としとしたとき、ＶＭ／Ａ０で表される面積比が１．０以上であることを特徴する高強度鋼板。
  2. 当該高強度鋼板の表面からの深さが当該高強度鋼板の厚さの１／４の領域におけるフェライトの平均粒径をＤ０としたとき、前記表面から深さが４×Ｄ０までの表層部内でのフェライトの平均粒径ＤＳは平均粒径Ｄ０の２倍以下であることを特徴する請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 前記ミクロ組織において、未再結晶フェライトの面積分率は１０％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  4. 前記化学組成において、
    Ｃｒ：０．０５％〜３．０％、
    Ｍｏ：０．０５％〜１．０％、
    Ｎｉ：０．０５％〜３．０％、若しくは
    Ｃｕ：０．０５％〜３．０％、
    又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 前記化学組成において、
    Ｎｂ：０．００５％〜０．３％、
    Ｔｉ：０．００５％〜０．３％、若しくは
    Ｖ：０．０１％〜０．５％、
    又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  6. 前記化学組成において、
    Ｂ：０．０００１％〜０．１％、
    が満たされることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  7. 前記化学組成において、
    Ｃａ：０．０００５％〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００５％〜０．０１％、
    Ｚｒ：０．０００５％〜０．０１％、若しくは
    ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０１％、
    又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  8. 鋼板を準備する工程と、
    前記鋼板を３℃／秒〜１２０℃／秒の平均加熱速度で７７０℃〜８２０℃の第１の温度まで再加熱する工程と、
    次いで、前記鋼板を６０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下の第２の温度まで冷却する工程と、
    を有し、
    前記鋼板におけるパーライトの面積分率は１０面積％以下であり、未再結晶フェライトの面積分率は１０％以下であり、パーライト粒の平均粒径は１０μｍ以下であり、
    前記鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／４の領域におけるフェライトの平均粒径をＤ０としたとき、前記表面から深さが４×Ｄ０までの表層部内でのフェライトの平均粒径ＤＳは平均粒径Ｄ０の２倍以下であり、
    前記第２の温度までの冷却は、前記鋼板の温度が前記第１の温度に達してから８秒間以内に開始し、
    前記鋼板は、質量％で、
    質量％で、
    Ｃ：０．０３％〜０．３５％、
    Ｓｉ：０．０１％〜２．０％、
    Ｍｎ：０．３％〜４．０％、
    Ａｌ：０．０１％〜２．０％、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．０５％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｃｒ：０．０％〜３．０％、
    Ｍｏ：０．０％〜１．０％、
    Ｎｉ：０．０％〜３．０％、
    Ｃｕ：０．０％〜３．０％、
    Ｎｂ：０．０％〜０．３％、
    Ｔｉ：０．０％〜０．３％、
    Ｖ：０．０％〜０．５％、
    Ｂ：０．０％〜０．１％、
    Ｃａ：０．００％〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．００％〜０．０１％、
    Ｚｒ：０．００％〜０．０１％、
    ＲＥＭ：０．００％〜０．０１％、かつ
    残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記鋼板を準備する工程は、
    スラブの熱間圧延及び冷却を行う工程を有することを特徴とする請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。
  10. 前記熱間圧延の仕上げ圧延の最終２スタンドでは、温度を「Ａｒ３変態点＋１０℃」〜１０００℃とし、合計圧下率を１５％以上とし、
    前記鋼板を準備する工程中の前記冷却の停止温度は５５０℃以下とすることを特徴とする請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。
  11. 前記鋼板を準備する工程は、
    スラブの熱間圧延を行って熱延鋼板を得る工程と、
    前記熱延鋼板の冷間圧延、焼鈍及び冷却を行う工程と、
    を有することを特徴とする請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。
  12. 前記冷間圧延における圧下率を３０％以上とし、
    前記焼鈍の温度を７３０℃〜９００℃とし、
    前記鋼板を準備する工程中の前記冷却における前記焼鈍の温度から６００℃までの平均冷却速度を１．０℃／秒〜２０℃／秒とすることを特徴とする請求項１１に記載の高強度鋼板の製造方法。
  13. 前記化学組成において、
    Ｃｒ：０．０５％〜３．０％、
    Ｍｏ：０．０５％〜１．０％、
    Ｎｉ：０．０５％〜３．０％、若しくは
    Ｃｕ：０．０５％〜３．０％、
    又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項８乃至１２のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
  14. 前記化学組成において、
    Ｎｂ：０．００５％〜０．３％、
    Ｔｉ：０．００５％〜０．３％、若しくは
    Ｖ：０．０１％〜０．５％、
    又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項８乃至１３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
  15. 前記化学組成において、
    Ｂ：０．０００１％〜０．１％、
    が満たされることを特徴とする請求項８乃至１４のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
  16. 前記化学組成において、
    Ｃａ：０．０００５％〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００５％〜０．０１％、
    Ｚｒ：０．０００５％〜０．０１％、若しくは
    ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０１％、
    又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項８乃至１５のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
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