JPWO2017038070A1 - 高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

優れた引張強さと伸びとを兼ね備え、かつ伸びの異方性が低い高強度薄鋼板を提供する。所定の成分組成を有し、フェライトと焼戻しベイニティックフェライトとベイニティックフェライトの合計面積率が４０％以上７０％以下、マルテンサイトの面積率が５％以上３０％以下、残留オーステナイトの面積率が１０％以上３５％以下であり、マルテンサイトと残留オーステナイト（第二相）の結晶粒の平均円相当径が２．０μｍ以下、第二相における２．０μｍ以上の円相当径を有する結晶粒の面積率が１０％以下、かつ第二相の結晶粒の平均短径が０．４０μｍ以下である組織を有する、高強度薄鋼板。

Description

本発明は、高強度薄鋼板に関し、特に、９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）と、優れた延性とを兼ね備えた高強度薄鋼板に関する。前記高強度薄鋼板は、複雑な形状にプレス成形される自動車部品などに好適に使用できる。さらに本発明は、前記高強度薄鋼板の製造方法に関する。

近年、地球環境保全の観点から自動車の燃費向上が要求され、自動車車体の軽量化が進められている。また衝突時における乗員の安全性確保の観点から自動車車体の衝突安全性向上も要求されている。このような要求に鑑み、自動車車体に対してＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板の適用が拡大している。

しかし、一般に、鋼板の強度を高めると、該鋼板の延性は低下する。このため、高強度化しても高い延性を有する高強度薄鋼板の開発が望まれている

このような要求に対して、例えば特許文献１では、金属組織の大部分を微細な焼戻しマルテンサイト相とし、かつ残留オーステナイト相の体積率を３％以下に抑えた、延性および伸びフランジ性を向上させた高強度鋼板が提案されている。前記高強度鋼板は、全金属組織に占めるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の合計の体積率が９０％以上である鋼板に対して、特定の熱処理を施すことによって製造される。前記熱処理においては、前記鋼板は、フェライト相とオーステナイト相の２相域に加熱保持され、Ｍｓ点以下まで冷却された後、焼戻される。

特許文献２では、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板が提案されている。前記高強度鋼板は、ＭｏおよびＶを必須成分として含有するとともに、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトのいずれか１以上を面積率にて７０％以上含み、残留オーステナイトの面積率が５％以下である組織を有する。

特許文献３では、塗膜密着性と延性に優れた高強度冷延鋼板が提案されている。前記高強度冷延鋼板は、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイトからなる組織を有するとともに、鋼板表面におけるＭｎ−Ｓｉ複合酸化物の個数とＳｉ酸化物の鋼板表面被覆率とが特定の範囲に制御されている。

特許第４２９１８６０号公報 特許第４３６２３１９号公報 特許第３８８９７６８号公報

しかしながら、特許文献１〜３に記載されているような従来の高強度鋼板は、次のような問題を有している。

特許文献１に記載された高強度鋼板では、金属組織の大部分を微細な焼戻しマルテンサイト相とすることによって高い穴広げ性を実現している。しかし、残留オーステナイト相の体積比率が３％以下と低いため、引張強さが９８０ＭＰａ以上での伸び（Ｅｌ）は１６％程度にすぎず、十分な延性を有しているとはいえない。

特許文献２に記載された高強度鋼板は、高価なＭｏ、Ｖの添加を必須としているため、コスト面で不利である。さらに、特許文献２には、該高強度鋼板の加工性に関する知見は示されていない。実際、残留オーステナイトの体積分率が低いため、特許文献２に記載された高強度鋼板は十分な延性を有していない。

特許文献３に記載された高強度冷延鋼板では、焼き戻しマルテンサイト相の体積分率が高すぎるため、引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）との積で表わされるＴＳ−Ｅｌバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が、十分ではない場合がある。

また、特許文献１〜３のいずれにおいても、Ｅｌのばらつきは考慮されていない。

本発明は、上記問題を有利に解決するもので、優れた引張強さと伸びとを兼ね備え、かつ伸びの異方性が低い高強度薄鋼板を、その製造方法とともに提供することを目的とする。

発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究した結果、次の（１）および（２）の知見を得た。

（１）特定の成分組成を有する鋼板において、次の（ｉ）〜（ｉｖ）を厳密に制御することにより、従来に比べて格段に延性に優れ、かつＥｌの異方性が極めて低い、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板を得ることができる；
（ｉ）フェライト、焼戻しベイニティックフェライト、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、および残留オーステナイトの面積率、
（ｉｉ）マルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒の平均円相当径、
（ｉｉｉ）２．０μｍ以上の円相当径を有するマルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒の、マルテンサイトと残留オーステナイト全体に対する面積率、および
（ｉｖ）マルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒の平均短径。

（２）特定の成分組成を有し、かつベイニティックフェライトと残留オーステナイトの合計面積率が７０％以上である組織を有する鋼板に対して、厳密に制御された条件で加熱、均熱、冷却、および温度保持を施すことにより、前記（１）の条件を満たす高強度薄鋼板を製造することができる。

以上の知見に基づき検討を行い、本発明を完成するに至った。すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。

１． 高強度薄鋼板であって、
質量％で、
Ｃ ：０．１０％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．５％以上２．０％以下、
Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、
Ｐ ：０．００１％以上０．０５０％以下、
Ｓ ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％以上１．００％以下、および
Ｎ ：０．０００５％以上０．０２００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
Ｍｎ含有量（質量％）に対するＣ含有量（質量％）の比、Ｃ／Ｍｎが０．０８以上０．２０以下である成分組成を有し、
前記高強度薄鋼板の全組織に対し、
フェライトと焼戻しベイニティックフェライトとベイニティックフェライトの合計面積率が４０％以上７０％以下、
マルテンサイトの面積率が５％以上３０％以下、
残留オーステナイトの面積率が１０％以上３５％以下であり、
マルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒の平均円相当径が２．０μｍ以下、
２．０μｍ以上の円相当径を有するマルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒の、マルテンサイトと残留オーステナイト全体に対する面積率が１０％以下、かつ
マルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒の平均短径が０．４０μｍ以下である組織を有する、高強度薄鋼板。

２．前記成分組成が、
質量％で、
Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、および
Ｖ ：０．００５％以上０．１００％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１に記載の高強度薄鋼板。

３．前記成分組成が、
質量％で、
Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０．００５％以上０．５００％以下、および
Ｂ ：０．０００１％以上０．０１００％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１または２に記載の高強度薄鋼板。

４．前記成分組成が、
質量％で、
Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％以下、および
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下の少なくとも一方をさらに含有する、上記１〜３のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。

５．さらに表面に亜鉛系めっき層を有する、上記１〜４のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。

６．高強度薄鋼板の製造方法であって、
上記１〜４のいずれか一項に記載の成分組成を有し、鋼板の全組織に対するベイニティックフェライトと残留オーステナイトの合計面積率が７０％以上である組織を有する鋼板を用意し、
前記鋼板を、平均昇温速度：１５℃／秒以上で７００℃まで加熱し、
前記鋼板を、平均昇温速度：１５℃／秒以下で、７００℃から、７４０℃以上８６０℃以下の均熱温度まで加熱し、
加熱された前記鋼板を、前記均熱温度で６０秒以上６００秒以下保持し、
前記鋼板を、３５０℃以上５５０℃以下の冷却停止温度まで、平均冷却速度：５０℃／秒以下で冷却し、
冷却された前記鋼板を、前記冷却停止温度で３０秒以上１２００秒以下保持する、高強度薄鋼板の製造方法。

７．さらに、前記冷却停止温度での保持後の鋼板に亜鉛系めっき処理を施す、上記６に記載の高強度薄鋼板の製造方法。

本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳを有するとともに、延性に優れ、かつＥｌの異方性が低い高強度薄鋼板を安定して提供することができる。前記高強度薄鋼板は、複雑な形状にプレス成形される自動車部品用として極めて好適に用いることができる。さらに、前記高強度薄鋼板を用いて製造される構造部品を自動車車体に適用することにより、一層の衝突安全性の向上と車体軽量化による燃費向上が達成されるので、産業の発展に大きく寄与することができる。

以下、本発明を具体的に説明する。本発明の一実施形態における高強度薄鋼板においては、成分組成および組織が上記のように規定される。

［成分組成］
まず、本発明において成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。

Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下
Ｃは、鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｃが鋼中に固溶するか、または炭化物として析出することにより、鋼の強度が向上する。さらにＣは、オーステナイト中へ濃化することによって残留オーステナイトを安定化し、その結果、鋼板の延性を向上させる作用を有している。したがって、Ｃは強度と延性の両者を制御する上で重要な元素である。９８０ＭＰａ以上のＴＳを有する鋼板でこのような作用を利用するために、Ｃ含有量を０．１０％以上とする。Ｃ含有量は、０．１５％以上とすることが好ましく、０．１８％以上とすることがより好ましく、０．２０％以上とすることがさらに好ましい。一方、過度の添加は、強度上昇による延性の低下を招くとともに溶接性を損なう場合がある。よって、Ｃ含有量は０．３５％以下とする。Ｃ含有量は、０．３０％以下とすることが好ましく、０．２８％以下とすることがより好ましく、０．２６％以下とすることがさらに好ましい。

Ｓｉ：０．５％以上２．０％以下
Ｓｉは、固溶強化による鋼の高強度化に加え、加工硬化能を高めてフェライトの延性改善にも寄与する元素である。さらにＳｉは、オーステナイト中へのＣの濃化を促進し、残留オーステナイトの安定化にも寄与する。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．５％以上とする。Ｓｉ含有量は、１．０％以上とすることが好ましく、１．２％以上とすることがより好ましく、１．３％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、効果が飽和することに加えて、鋼板の表面性状が悪化し、その結果、化成処理性やめっき性が低下するおそれがある。そのため、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、１．８％以下とすることが好ましく、１．６％以下とすることがより好ましく１．５％以下とすることがさらに好ましい。

Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイトを安定化させることによって延性の向上に寄与する。また、焼入れ性向上元素であるＭｎは、マルテンサイトの生成を促進し、鋼板の高強度化にも寄与する。本発明において必要とされる鋼板の強度を得るために、Ｍｎ含有量を１．５％以上とする。Ｍｎ含有量は、１．６％以上とすることが好ましく、１．７％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成して強度が上昇し、その結果、延性が低下する。また、Ｍｎは残留オーステナイトの生成を抑制する作用を有している。そのため、Ｍｎが過剰に存在すると必要量の残留オーステナイトが得られず、延性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は２．７％以下とすることが好ましく、２．５％以下とすることがより好ましく、２．３％以下とすることがさらに好ましい。

Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に混入する元素であり、鋼の強化には有効であるが、溶接性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、０．０３０％以下とすることが好ましく、０．０２０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｐ含有量を過度に低減すると、精錬コストが増大する。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上とする。Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．０００１％以上０．０１００％以下
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に混入する元素であり、粗大なＭｎＳなどの介在物を形成して局部延性を著しく低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。一方で、Ｓ含有量を過度に低減すると、精錬コストが増大する。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とする。Ｓ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：０．００１％以上１．００％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様に、オーステナイト中へのＣ濃化を促進させ、残留オーステナイトを安定化する作用を有する元素である。残留オーステナイト生成促進の観点から、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０２０％以上とすることが好ましく、０．０３０％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌを過剰に添加すると製造コストが高騰する。そのため、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。Ａｌ含有量は０．６０％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることがより好ましく、０．３０％以下とすることがさらに好ましい。

Ｎ：０．０００５％以上０．０２００％以下
Ｎは、不純物として鋼中に不可避的に混入する元素である。Ｎは、Ａｌなどの炭窒化物形成元素と結びつくことで析出物を形成し、強度向上や組織の微細化に寄与する。前記効果を得るために、Ｎ含有量を０．０００５％以上とする。Ｎ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えると、鋼板の耐時効性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は０．０１５０％以下とすることが好ましく、０．０１００％以下とすることがより好ましい。

本発明の一実施形態における高強度薄鋼板の成分組成は、上記元素と、残部のＦｅ及び不可避的不純物からなる。

また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成に加え、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶからなる群より選択される１または２以上を、以下の含有量で任意に含有することが可能である。

Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下
Ｔｉは、炭窒化物を形成することによる析出強化作用および結晶粒を微細化する作用を有しており、鋼の強化に有効な元素である。Ｔｉを添加する場合、前記作用を有効に発揮させるために、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、その効果が飽和することに加え、製造コストが増大する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下
Ｎｂは、Ｔｉと同様、炭窒化物を形成することによる析出強化作用および結晶粒を微細化する作用を有しており、鋼の強化に有効な元素である。Ｎｂを添加する場合、前記作用を有効に発揮させるために、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする。Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂを過剰に添加すると、その効果が飽和することに加え、製造コストが増大する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましい。

Ｖ：０．００５％以上０．１００％以下
Ｖは、Ｔｉと同様、炭窒化物を形成することによる析出強化作用および結晶粒を微細化する作用を有しており、鋼の強化に有効な元素である。Ｖを添加する場合、前記作用を有効に発揮させるために、Ｖ含有量を０．００５％以上とする。Ｖ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｖを過剰に添加すると、その効果が飽和することに加え、製造コストが増大する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましい。

さらに、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成に加え、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＢからなる群より選択される１または２以上を、以下の含有量で任意に含有することが可能である。

Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下
Ｃｒは、焼入れ性を高め、マルテンサイトの生成を促進する作用を有するため、鋼の強化元素として有用である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成するため、延性が低下する。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．０％以下とする。

Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％以下
Ｎｉは、Ｃｒと同様、焼入れ性を高め、マルテンサイトの生成を促進する作用を有するため、鋼の強化元素として有用である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成するため、延性が低下する。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とする。

Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様、焼入れ性を高め、マルテンサイトの生成を促進する作用を有するため、鋼の強化元素として有用である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成するため、延性が低下する。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。

Ｃｕ：０．００５％以上０．５００％以下
Ｃｕは、Ｃｒと同様、焼入れ性を高め、マルテンサイトの生成を促進する作用を有するため、鋼の強化元素として有用である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が０．５００％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成するため、延性が低下する。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．５００％以下とする。

Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下
Ｂは、Ｃｒと同様、焼入れ性を高め、マルテンサイトの生成を促進する作用を有するため、鋼の強化元素として有用である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成するため、延性が低下する。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。

さらに、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成に加え、ＣａおよびＲＥＭ（希土類金属）の少なくとも一方を、以下の含有量で任意に含有することが可能である。

Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％以下
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、局部延性の低下抑制に有効である。Ｃａを添加する場合、前記効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、その効果が飽和する。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００５０％以下とする。

ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、局部延性の低下抑制に有効である。ＲＥＭを添加する場合、前記効果を得るために、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えると、その効果が飽和する。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．００５０％以下とする。

本発明の一実施形態における高強度薄鋼板の成分組成は、次のように表すこともできる；
質量％で、
Ｃ ：０．１０％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．５％以上２．０％以下、
Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、
Ｐ ：０．００１％以上０．０５０％以下、
Ｓ ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％以上１．００％以下、
Ｎ ：０．０００５％以上０．０２００％以下、
任意に、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、およびＶ：０．００５％以上０．１００％以下からなる群より選択される１または２以上、
任意に、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％以下、 Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．００５％以上０．５００％以下、およびＢ：０．０００１％以上０．０１００％以下からなる群より選択される１または２以上、および
任意に、Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％以下、およびＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下の少なくとも一方を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成。

なお、本発明の一実施形態における高強度薄鋼板の成分組成は、本発明の効果を損なわない範囲において、上記以外の成分を含有することも許容される。

Ｃ／Ｍｎ：０．０８以上０．２０以下
さらに、本発明においては、上記成分組成におけるＭｎ含有量（質量％）に対するＣ含有量（質量％）の比、Ｃ／Ｍｎを０．０８以上０．２０以下とすることが必要である。以下、その限定理由について説明する。

残留オーステナイトを含む鋼板を加工した場合、加工による歪を受けた部分の残留オーステナイトがマルテンサイトに変態する（歪誘起変態）。この歪誘起変態により、鋼板の変形した部分が硬質化して歪の局所化が抑制されるため、均一伸びが向上する。ここで、ＣおよびＭｎは、上述のとおり残留オーステナイトの安定化に寄与する元素であるが、一方で、Ｍｎは残留オーステナイトの生成を抑制する作用を有している。そのため、優れた均一伸びを得るためには、鋼板の成分組成におけるＭｎ含有量に対するＣ含有量の比、Ｃ／Ｍｎを適切に制御する必要がある。

Ｃ／Ｍｎが０．０８に満たない場合は、Ｃが少なくＭｎが多いため、残留オーステナイトの安定性が低いことに加え、残留オーステナイトの生成が抑制される。その結果、安定な残留オーステナイトを必要な量生成させることができない。そのため、Ｃ／Ｍｎは０．０８以上とする。Ｃ／Ｍｎは０．０９以上とすることが好ましい。一方、Ｃ／Ｍｎが０．２０を超える場合には、Ｃが多くＭｎが少ないため、残留オーステナイト中のＣ濃度が過度に上昇する。その結果、歪誘起によるマルテンサイト変態時にマルテンサイトが過度に硬質化するため、加工性の低下を招く。そのため、Ｃ／Ｍｎは０．２０以下とする。Ｃ／Ｍｎは０．１７以下とすることが好ましく、０．１５以下とすることが好ましい。

［組織］
次に、本発明において高強度薄鋼板の金属組織を上記のように限定する理由を説明する。

Ｆ＋ＴＢＦ＋ＢＦの合計面積率：４０〜７０％
フェライト（ferrite、以下、「Ｆ］と略記する場合がある）は均熱後の冷却中に生成し、鋼の延性向上に寄与する。焼戻しベイニティックフェライト（tempered bainitic ferrit、以下、「ＴＢＦ］と略記する場合がある）は、後述する出発組織におけるベイニティックフェライトが焼戻された組織である。ＴＢＦは、最終組織における残留オーステナイトの生成に影響し、またフェライトと同様に、鋼の延性向上に寄与する。ベイニティックフェライト（bainitic ferrit、以下、「ＢＦ］と略記する場合がある）は、後述するように、３５０℃以上５５０℃以下の冷却停止温度に保持することによって生成する。ＢＦが生成する際にはき出されるＣがオーステナイト中に濃化することで、残留オーステナイトが安定化し、その結果、延性が向上する。

このように、Ｆ、ＴＢＦ、およびＢＦは、いずれも延性向上に寄与する。必要な延性を確保するためには、高強度薄鋼板の全組織に対するＦ＋ＴＢＦ＋ＢＦの合計面積率（以下、「Ｆ＋ＴＢＦ＋ＢＦの合計面積率」という）を４０％以上とする必要がある。Ｆ＋ＴＢＦ＋ＢＦの合計面積率は、４５％以上とすることが好ましく、５０％以上とすることがより好ましく、５５％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｆ＋ＴＢＦ＋ＢＦの合計面積率が７０％を超えると、９８０ＭＰａ以上のＴＳを確保することが困難になる。そのため、Ｆ＋ＴＢＦ＋ＢＦの合計面積率は７０％以下とする。Ｆ＋ＴＢＦ＋ＢＦの合計面積率は６５％以下とすることが好ましい。

Ｍの面積率：５〜３０％
本発明では、強度を確保するために、組織中にマルテンサイト（martensite、以下、「Ｍ」と略記する場合がある）を含有させる。必要な強度を得るためには、高強度薄鋼板の全組織に対するＭの面積率（以下、「Ｍの面積率」という）を５％以上とする必要がある。Ｍの面積率は１０％以上とすることが好ましく、１５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍの面積率が３０％を超えると成形性が確保できなくなる。そのため、Ｍの面積率は３０％以下とする。Ｍの面積率は２５％以下とすることが好ましい。

ＲＡの面積率：１０〜３５％
残留オーステナイト（retained austenite、以下、「ＲＡ」と略記する場合がある）は、歪誘起変態、すなわち材料が変形する際に歪みを受けた部分がマルテンサイトに変態すること、によって変形部を硬質化させる。そのため、ＲＡが存在することによって歪の局所化が抑制され、鋼板の均一伸びが向上する。９８０ＭＰａ以上のＴＳを維持しながら高延性化するためには、高強度薄鋼板の全組織に対するＲＡの面積率（以下、「ＲＡの面積率」という）を１０％以上とする必要がある。ＲＡの面積率は１５％以上とすることが好ましく、１７％以上とすることがより好ましい。一方、ＲＡの面積率が３５％を超えると、プレス成形時にフランジ部に割れが生じやすくなる。よって、ＲＡの面積率は３５％以下とする。ＲＡの面積率は３０％以下とすることが好ましく、２５％以下とすることがより好ましい。

なお、本発明において、各相の面積率は以下の方法で測定することができる。

・残留オーステナイト
残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚方向の１／４面（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する面）まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度を測定することにより求めることができる。具体的には、ＣｏのＫα線を用いたＸ線回折法により、ＢＣＣ相の（２００）面および（２１１）面と、ＦＣＣ相の（２００）面、（２２０）面および（３１１）面のピーク強度比から残留オーステナイトの体積率を算出する。本発明のような鋼板においては、組織が３次元的に均一であるため、前記体積率をＲＡの面積率と見なすことができる。なお、測定は、１つの高強度薄鋼板について、無作為に選択した３カ所で実施し、得られた値の平均値を残留オーステナイトの面積率とする。

・残留オーステナイト以外の組織
残留オーステナイト以外の各組織の面積率は、高強度薄鋼板の圧延方向断面をナイタールで腐食後に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより求めることができる。観察位置は、鋼板の幅方向中央、板厚１／４位置とする。前記観察位置におけるＳＥＭ像を倍率２０００倍で撮影し、得られたＳＥＭ像を画像解析することによって各組織の面積率を求める。前記画像解析においては、任意に設定した５０μｍ×５０μｍ四方の正方形領域内に存在する各組織の占有面積を求め、面積率を算出する。なお、前記観察は、１つの高強度薄鋼板について、無作為に選択した５視野で実施し、得られた値の平均値を面積率とする。

なお、前記画像解析における各組織の同定は、次の方法で行うことができる。

まず、上記ＳＥＭ像において残留オーステナイトおよびマルテンサイトは、比較的平滑な表面を有する塊状の白色領域として観察される。したがって、前記白色領域の面積率から、先に述べた方法で測定された残留オーステナイトの面積率を差し引くことにより、マルテンサイトの面積率を求めることができる。

一方、前記ＳＥＭ像において、フェライト、焼戻しベイニティックフェライト、およびベイニティックフェライトは黒色領域として観察される。前記黒色領域のうち塊状である部分をフェライトとする。また、前記黒色領域のうち、伸長した形状で、かつ下部組織（例えば粒内におけるラス、ブロック、パケットなどの内部構造）が認められるものをベイニティックフェライト、下部組織が認められないものを焼戻しベイニティックフェライトと同定する。

なお、本発明で単に面積率といった場合は、対象鋼板の全組織に対する面積率を意味する。また、本発明で測定する粒径の下限は、測定限界である０．０１μｍとする。

第二相の平均円相当径：２．０μｍ以下
本発明においては、さらにマルテンサイトと残留オーステナイト（以下、マルテンサイトと残留オーステナイトを合せて単に、「第二相」ともいう）の結晶粒径を制御することが重要である。第二相の結晶粒の平均円相当径（以下、単に「第二相の平均円相当径」という）が大きいと、鋼板を変形させた際に歪の局所が生じるため、鋼板が均一に変形しない。そのため、第二相の平均円相当径が大きい鋼板は、該平均円相当径が小さい鋼板に比べて加工性に劣る。さらに、第二相の平均円相当径が大きいと、オーステナイト中へＣが十分に濃化せず、残留オーステナイトの安定性が低下するため、鋼板の延性が低下する。そのため、本発明では第二相の平均円相当径を２．０μｍ以下とする。第二相の平均円相当径は、１．８μｍ以下とすることが好ましく、１．６μｍ以下とすることがより好ましい。一方、第二相の平均円相当径の下限は特に限定されず、低ければ低いほど良いが、製造上の観点からは０．５μｍ以上であってよく、１．０μｍ以上であってもよい。

第二相における粗大粒の面積率：１０％以下
第二相の結晶粒が粗大であると、鋼板を変形させた際に第二相と第二相以外の組織との間の界面に応力が集中するため、ボイドが発生しやすい。ボイドの発生は加工性を低下させるため、加工性を向上させるためには第二相における粗大な結晶粒の割合を低くする必要がある。そのため、２．０μｍ以上の円相当径を有するマルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒の、第二相全体に対する面積率（以下、「第二相における粗大粒の面積率」という）を１０％以下とする。第二相における粗大粒の面積率は９％以下とすることが好ましく、８％以下とすることがより好ましく、７％以下とすることがさらに好ましい。一方、第二相における粗大粒の面積率は低ければ低いほどよいため、その下限は特に限定されず、０％であってよい。

第二相の平均短径：０．４０μｍ以下
高強度薄鋼板の延性を向上させるためには、第二相を細長く伸長した形状とする必要がある。すなわち、第二相が細長い形状であると拡散距離が短縮されるため、焼鈍時にオーステナイト中へＣおよびＭｎを効率的に分配させることができる。分配されたＣおよびＭｎはオーステナイトを安定化するため、鋼板の変形時における局所的な歪の集中が抑制され、延性が向上する。前記効果を得るために、マルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒の平均短径（以下、「第二相の平均短径」という）を０．４０μｍ以下とする。第二相の平均短径が０．４０μｍより大きいと、オーステナイト中へのＣおよびのＭｎの濃化が十分に生じないため残留オーステナイトの安定性が低下し、また、マルテンサイトが生成しやすくなるため、所望の量の残留オーステナイトが得られない。一方、第二相の平均短径の下限は特に限定されないが、通常は、０．１０μｍ以上であってよく、０．１５μｍ以上であってもよい。

なお、第二相の平均長径については特に限定されないが、１〜１０μｍ程度とすることが好ましい。

第二相の平均円相当径、第二相における粗大粒の面積率、および第二相の平均短径は、高強度薄鋼板の圧延方向断面をナイタールで腐食後に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより求めることができる。観察位置は、鋼板の幅方向中央、板厚１／４位置とする。前記観察位置におけるＳＥＭ像を倍率２０００倍で撮影し、得られたＳＥＭ像を画像解析する。前記画像解析においては、任意に設定した５０μｍ×５０μｍ四方の正方形領域内に存在する第二相の占有面積と短径を求める。第二相の平均円相当径は、得られた第二相の占有面積から算出する。短径の測定下限は０．０１μｍとした。なお、前記観察は、１つの高強度薄鋼板について、無作為に選択した５視野で実施し、得られた値の平均値を採用する。

［板厚］
なお、本発明における高強度薄鋼板とは、板厚が０．６〜６．０ｍｍの高強度鋼板を指すものとする。本発明における高強度薄鋼板は、熱延鋼板であってもよく、冷延鋼板であってもよい。前記高強度薄鋼板が熱延鋼板である場合、板厚を１．２〜６．０ｍｍとすることが好ましい。前記高強度薄鋼板が冷延鋼板である場合、板厚を０．６〜２．６ｍｍとすることが好ましい。なお、熱延鋼板である高強度薄鋼板を「高強度熱延鋼板」、「冷延鋼板である高強度薄鋼板を「高強度冷延鋼板」という場合がある。また、高強度薄鋼板が、さらにめっき層を備える場合、前記板厚は、めっき層を除いた母材鋼板としての高強度薄鋼板の板厚を指すものとする。

［亜鉛系めっき層］
本発明の高強度薄鋼板は、さらに表面に亜鉛系めっき層を有することができる。なお、亜鉛系めっき層を有する高強度薄鋼板を、「高強度亜鉛系めっき薄鋼板」という場合がある。なお、ここで「亜鉛系めっき層」とは、亜鉛めっき層と亜鉛合金めっき層の両者を指すものとする。前記亜鉛合金めっき層としては、亜鉛を含有する任意の合金めっき層を用いることができる。好適に用いることができる亜鉛合金めっき層としては、５質量％のＡｌを含有する５％Ａｌ−Ｚｎ合金めっき層や、５５質量％のＡｌを含有する５５％Ａｌ−Ｚｎ合金めっき層などが挙げられる。

前記亜鉛系めっき層は、電気亜鉛系めっき層であってもよく、溶融亜鉛系めっき層であってもよいが、溶融亜鉛系めっき層であることが好ましい。溶融亜鉛系めっき層を有する高強度薄鋼板を、「高強度溶融亜鉛系めっき薄鋼板」という場合がある。また、前記溶融亜鉛系めっき層は、溶融亜鉛系めっき後に合金化処理が施された合金化溶融亜鉛系めっき層であってもよい。合金化溶融亜鉛系めっき層を有する高強度薄鋼板を、「高強度合金化溶融亜鉛系めっき薄鋼板」という場合がある。

次に、本発明の一実施形態における高強度薄鋼板の製造方法について説明する。

本発明の高強度薄鋼板は、特定の成分組成と組織とを有する鋼板に対し、特定の条件で熱処理を施すことによって製造することができる。以下、前記熱処理前の鋼板を「出発鋼板」、該出発鋼板の金属組織を「出発組織」という場合がある。

［出発鋼板］
本発明において、熱処理を施す前の鋼板（出発鋼板）としては、後述する成分組成と組織を有するものであれば、任意のものを用いることができる。熱延鋼板および冷延鋼板のいずれも、前記出発鋼板として用いることができる。

［出発鋼板の成分組成］
上記出発鋼板の成分組成は、上述した高強度薄鋼板の成分組成と同一とすることができる。

［出発鋼板の組織］
ＢＦ＋ＲＡの合計面積率：７０％以上
本発明においては、鋼板の全組織に対するベイニティックフェライトと残留オーステナイトの合計面積率（以下、「ＢＦ＋ＲＡの合計面積率」という）が７０％以上である組織を有する鋼板を前記出発鋼板として用いる。前記組織を有する出発鋼板に対して後述する熱処理を施すことにより、本発明の高強度薄鋼板を得ることができる。ＢＦ＋ＲＡの合計面積率は、７３％以上とすることが好ましく、７５％以上とすることがより好ましく、７８％以上とすることがさらに好ましい。一方、ＢＦ＋ＲＡの合計面積率は高ければ高いほどよいため、その上限は特に限定されず、１００％であってよい。

なお、上記条件を満たすものであれば、ＢＦ単独での面積率およびＲＡ単独での面積率は特に限定されない。しかし、ＲＡの面積率が小さすぎると、最終組織における第二相が塊状になり易い。そのため、出発鋼板の全組織に対するＲＡの面積率を１％以上とすることが好ましい。一方、ＲＡの面積率が大きすぎると、最終組織における第二相が粗大になり易い。そのため、出発鋼板の全組織に対するＲＡの面積率を３０％以下とすることが好ましい。

出発鋼板の組織には、ＢＦおよびＲＡ以外の残部として、任意の他の組織が含有されていてよい。他の組織としては、例えば、フェライト、マルテンサイトなどが挙げられる。前記他の組織の合計面積分率は３０％以下であり、前記合計面積分率の下限は０％であってよい。

上記出発鋼板は、さらにラス状の残留オーステナイトがベイニティックフェライトの間に存在する構造を有することが好ましい。出発鋼板が前記構造を有している場合、後述する熱処理を経ても残留オーステナイトのラス形状が維持される。その結果、最終的に得られる鋼板組織における第二相が細長い形状になり易い。したがって、残留オーステナイト中へのＣの濃化が十分に進み、残留オーステナイトが安定化することで延性が一層向上する。また、第二相が微細に分散するため、鋼板を変形させた際に歪が分散して均一変形しやすくなり、加工性が一層向上する。

本発明において、出発鋼板は、特に限定されることなく、上記出発組織が得られる方法であれば任意の方法で製造することができるが、例えば以下の方法で製造することができる。

熱延鋼板を出発鋼板とする場合は、上記成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して出発鋼板を製造することができる。前記鋼スラブは、常法に従い、成分組成を上記範囲に調整した鋼を溶製、鋳造して得ることができる。前記熱間圧延は、例えば、前記鋼スラブを１１５０℃以上の加熱温度まで加熱した後、仕上げ圧延出側温度：８５０℃以上の条件で圧延することによって実施できる。圧延された鋼板は、例えば、３０℃／秒以上の平均冷却速度で巻取温度：３５０℃以上５５０℃以下まで冷却した後、巻き取ることができる。前記条件で熱間圧延と巻取を行うことにより、上記出発組織を有する出発鋼板（熱延鋼板）を得ることができる。

また、冷延鋼板を出発鋼板とする場合は、上記成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、さらに冷間圧延し、次いで、出発組織を得るための熱処理を行うことによって出発鋼板を製造することができる。前記鋼スラブは、常法に従い、成分組成を上記範囲に調整した鋼を溶製、鋳造して得ることができる。前記熱間圧延は、例えば、前記鋼スラブを１１５０℃以上の加熱温度まで加熱した後、仕上げ圧延出側温度：８５０℃以上の条件で圧延することによって実施できる。圧延された鋼板は、例えば、３０℃／秒以上の平均冷却速度で巻取温度：６００℃以上７００℃以下まで冷却した後、巻き取ることができる。次いで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延する。前記酸洗には、例えば、塩酸を用いることができる。また、前記冷間圧延における圧下率は、４０％以上とすることが好ましい。さらに、得られた冷延鋼板に対して、出発組織を得るための熱処理を施す。前記熱処理においては、冷延鋼板を均熱温度まで加熱した後、該均熱温度に保持し、次いで、冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度に保持する。各工程の好ましい条件は次の通りである；均熱温度：Ａｃ₃変態点以上、均熱時間：６０秒以上６００秒以下、均熱温度から冷却停止温度までの平均冷却速度：５０℃／秒未満、冷却停止温度：３５０℃以上５５０℃以下、保持時間：３０秒以上１２００秒以下。前記条件で熱処理を行うことにより、上記出発組織を有する出発鋼板（冷延鋼板）を得ることができる。

なお、ここで、Ａｃ₃変態点は、以下に示すAndrewsらの式より求めることができる。
Ａｃ₃＝９１０−２０３［Ｃ］^1/2+４５［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］−１５［Ｎｉ］＋１１［Ｃｒ］＋３２［Ｍｏ］＋１０４［Ｖ］＋４００［Ｔｉ］＋４６０［Ａｌ］
なお、式中の括弧は、鋼板中における括弧内の元素の含有量（質量％）を表す。

［熱処理］
次に、上記出発鋼板に対して、熱処理が施される。前記熱処理においては、次の（１）〜（５）の工程が順次施される；
（１）平均昇温速度：１５℃／秒以上で７００℃まで加熱、
（２）平均昇温速度：１５℃／秒以下で７４０℃以上８６０℃以下の均熱温度まで加熱、
（３）前記均熱温度で６０秒以上６００秒以下保持、
（４）３５０℃以上５５０℃以下の冷却停止温度まで、平均冷却速度：５０℃／秒以下で冷却、および
（５）前記冷却停止温度で３０秒以上１２００秒以下保持。

以下、上記各工程における条件と、その限定理由について説明する。

７００℃までの平均昇温速度：１５℃／秒以上
まず、出発鋼板を、平均昇温速度：１５℃／秒以上で７００℃まで加熱する。ここで、前記平均昇温速度は、加熱開始時から７００℃に到達するまでの間の平均昇温速度である。以下、前記平均昇温速度を「７００℃までの平均昇温速度」という。７００℃までの平均昇温速度が１５℃／秒未満である場合、最終的に得られる高強度薄鋼板の延性が低下する。これは、前記平均昇温速度が１５℃／秒未満であると、昇温中に残留オーステナイトがフェライトとセメンタイトに分解されてしまうためである。その結果、セメンタイトからオーステナイトが生成し、オーステナイトが塊状となるため、最終組織における第二相の円相当径が増大し、微細なマルテンサイトと残留オーステナイトを形成することができない。そのため、７００℃までの平均昇温速度を１５℃／秒以上とする。前記平均昇温速度は、１７℃／秒以上とすることが好ましく、２０℃／秒以上とすることがより好ましい。一方、前記平均昇温速度の上限は特に制限されないが、設備等の制約からは５０℃／秒以下とすることが好ましく、４５℃／秒以下とすることがより好ましい。

均熱温度までの平均昇温速度：１５℃／秒以下
次に、前記鋼板を、平均昇温速度：１５℃／秒以下で後述する均熱温度まで加熱する。ここで、前記平均昇温速度は、７００℃から均熱温度までの間の平均昇温速度である。以下、前記平均昇温速度を「均熱温度までの平均昇温速度」という。均熱温度までの平均昇温速度が１５℃／秒より高い場合、最終的に得られる高強度薄鋼板の加工性が低下する。これは、平均昇温速度が１５℃／秒より高いと、昇温中に生成したセメンタイトからオーステナイトへの変態が加速するため、続く均熱時にオーステナイトが塊状となりやすく、最終組織における第二相が粗大化するからである。そのため、均熱温度までの平均昇温速度を１５℃／秒以下とする。前記平均昇温速度は、１０℃／秒以下とすることが好ましく、８℃／秒以下とすることがより好ましい。一方、前記平均昇温速度の下限は特に制限されないが、生産効率等の観点からは１℃／秒以上とすることが好ましく、２℃／秒以上とすることがより好ましく、３℃／秒以上とすることがさらに好ましい。

均熱温度：７４０℃以上８６０℃以下
上記均熱温度が７４０℃よりも低い場合、後続の温度保持の間にフェライトの体積分率が増加し、最終的に得られる組織におけるフェライトの面積率が高くなりすぎる。フェライトが過剰であると、高強度薄鋼板において９８０ＭＰａ以上のＴＳを確保することが困難になる。そのため、前記均熱温度は７４０℃以上とする。前記均熱温度は、７５０℃以上とすることが好ましく、７６０℃以上とすることがより好ましく、７７０℃以上とすることがさらに好ましい。一方、均熱温度が８６０℃を超える場合、該均熱温度で保持する際に、第二相が粗大化し、また塊状となりやすくなるため、最終組織において第二相が粗大化するとともに塊状となり 、延性が低下する。よって、均熱温度は８６０℃以下とする。前記均熱温度は、８５０℃以下とすることが好ましく、８４０℃以下とすることがより好ましく、８３０℃以下とすることがさらに好ましい。

均熱時間：６０秒以上６００秒以下
次に、上記均熱温後まで加熱された鋼板を、該均熱温度で６０秒以上６００秒以下保持する。均熱温度に保持する時間を、以下、「均熱時間」という。前記均熱時間が６０秒未満である場合、最終的に得られる高強度薄鋼板の延性が低下する。これは、前記均熱時間が６０秒未満であると、均熱中にオーステナイト安定化元素であるＣおよびＭｎがオーステナイトへ十分濃化できないためである。最終組織における残留オーステナイトへのＣおよびＭｎの濃化が不十分であると、残留オーステナイトの安定性が低下して、延性が低下する。そのため、前記均熱時間を６０秒以上とする。前記均熱時間は１００秒以上とすることが好ましい。一方、前記均熱時間が６００秒を超える場合、均熱中に第二相が粗大化し、また塊状となりやすくなるため、最終組織において第二相が粗大化するとともに塊状となり、その結果、延性が低下する。そのため、前記均熱時間は６００秒以下とする。前記均熱時間は、５００秒以下とすることが好ましく、４００秒以下とすることがより好ましく、３００秒以下とすることがさらに好ましい。

冷却停止温度までの平均冷却速度：５０℃／秒以下
上記均熱時間が経過した後、後述する冷却停止温度まで前記鋼板を冷却する。その際、均熱温度から冷却停止温度までの平均冷却速度（以下、「冷却停止温度までの平均冷却速度」という）を５０℃／秒以下とする。冷却停止温度までの平均冷却速度が５０℃／秒を超える場合、冷却中におけるフェライト生成が抑制されるために冷却停止時におけるオーステナイトが粗大となる。その結果、最終組織における第二相も粗大となるため、延性が低下する。よって、前記平均冷却速度は５０℃／秒以下とする。前記平均冷却速度は４０℃／秒以下とすることが好ましく、３０℃／秒以下とすることがより好ましい。一方、前記平均冷却速度の下限は特に限定されないが、生産効率等の観点からは５℃／秒以上とすることが好ましく、１０℃／秒以上とすることがより好ましい。

前記冷却には、任意の冷却方法を、単独または組み合わせて用いることができる。前記冷却方法としては、例えば、ガス冷却、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などが挙げられる。

冷却停止温度：３５０℃以上５５０℃以下
上記冷却停止温度が５５０℃を超える場合、残留オーステナイトの生成が抑制されるため、延性が低下する。そのため、冷却停止温度は５５０℃以下とする。前記冷却停止温度は、５２０℃以下とすることが好ましく、４９０℃以下とすることがより好ましい。一方、前記冷却停止温度が３５０℃未満の場合、過度にマルテンサイトが生成するため、最終的に得られる鋼板の強度が過度に高くなり、延性の確保が困難となる。そのため、前記冷却停止温度は３５０℃以上とする。前記冷却停止温度は、３８０℃以上とすることが好ましく、４００℃以上とすることがより好ましい。

保持時間：３０秒以上１２００秒以下
上記冷却を停止した後、前記鋼板を前記冷却停止温度で３０秒以上１２００秒以下保持する。以下、冷却停止温度で保持する時間を「保持時間」という。前記保持時間が３０秒に満たない場合は、所望の量の残留オーステナイトを得ることが困難となり、過度にマルテンサイトが生成するため、延性が低下する。そのため、前記保持時間は３０秒以上とする。前記保持時間は、５０秒以上とすることが好ましく、１００秒以上とすることがより好ましく、２００秒以上とすることがさらに好ましい。一方、前記保持時間が１２００秒以上を超えても、残留オーステナイトの生成量はそれ以上増加しないため、延性の顕著な向上は認められず、かえって生産性が低下する。そのため、前記保持時間は１２００秒以下とする。前記保持時間は、８００秒以下とすることが好ましく、５００秒以下とすることがより好ましい。

［亜鉛系めっき処理］
さらに、前記冷却停止温度での保持後の鋼板に亜鉛系めっき処理を施すこともできる。なお、ここで「亜鉛系めっき処理」とは、亜鉛めっき処理と亜鉛合金めっき処理の両者を指すものとする。前記亜鉛合金めっき処理としては、亜鉛を含有する任意の合金をめっきする処理を行うことができる。前記亜鉛合金めっき処理においては、５質量％のＡｌを含有する５％Ａｌ−Ｚｎ合金めっき層や、５５質量％のＡｌを含有する５５％Ａｌ−Ｚｎ合金めっき層などの亜鉛合金めっき層を形成することが好ましい。

前記亜鉛系めっき処理は任意の方法で行うことができるが、溶融亜鉛系めっき処理とすることが好ましい。また、前記溶融亜鉛系めっき処理は、合金化溶融亜鉛系めっき処理とすることもできる。合金化溶融亜鉛系めっき処理は、溶融亜鉛系めっき処理後に、４５０℃以上５５０℃以下の温度範囲で合金化処理を行うことによって実施することが好ましい。なお、亜鉛系めっき処理における目付け量や使用するめっき装置等のめっき条件は、任意に選択することができる。

以下、本発明に係る高強度薄鋼板およびその製造方法の作用・効果について、実施例に基づいて説明する。

出発鋼板を作成し、次いで熱処理を施すことによって高強度薄鋼板を作成した。具体的な作成手順は次の通りとした。

・出発鋼板の作成
出発鋼板として、各種条件で熱延鋼板および冷延鋼板を作成した。まず、表１に示す成分組成を有する真空溶解鋼をラボにて溶製し、板厚２０ｍｍのシートバースラブを作製した。得られたシートバースラブを、１２５０℃に加熱した後、仕上げ圧延出側温度：９００℃の条件で熱間圧延し、厚さ２．４ｍｍの熱延鋼板を得た。熱間圧延終了後、表２および３に示す巻取温度での巻取を模擬した巻取相当熱処理を行った。前記巻取相当熱処理では、具体的には、熱間圧延後の鋼板を平均冷却速度：４０℃／秒で表２および３に記載の巻取り温度 まで冷却し、次いで、表２および３に示した巻取温度で１時間保持した後、炉冷をした。冷間圧延および熱処理を行わない場合には、以上の手順により出発鋼板としての熱延鋼板を得た。冷間圧延は実施しないが熱処理のみを行う場合（Ｎｏ．２）においては、巻取り後、表２に記載の圧延後の熱処理条件で熱処理を行い、出発鋼板とした。

さらに冷間圧延を行う場合は、上記手順で得られた熱延鋼板を塩酸酸洗した後、圧下率：５０％で冷間圧延して板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。次いで、得られた冷延鋼板に対し、表２および３に示した圧延後の熱処理条件で熱処理を施した。

以上のようにして得た出発鋼板の組織（出発組織）を、後述する方法で測定した。測定結果を表２および３に示す。

その後、表２および３に示した熱処理条件で、加熱、均熱、冷却、および冷却停止後の保持を行い、高強度薄鋼板を得た。なお、Ｎｏ．１８、１９では、冷間圧延後の熱処理において室温まで冷却を行った。また、一部の高強度薄鋼板に対しては、さらに、溶融亜鉛めっき処理を施して、高強度溶融亜鉛めっき薄鋼板とした。前記溶融亜鉛めっき処理は、０．１３質量％のＡｌを含有する４７５℃の亜鉛めっき浴中に鋼板を３秒浸漬して行った。得られた亜鉛めっき層の付着量は、片面当たり４５ｇ／ｍ²であった。一部の高強度溶融亜鉛めっき薄鋼板に対しては、さらに合金化処理を施して、高強度合金化溶融亜鉛めっき薄鋼板とした。

・組織および引張特性の評価
このようにして得た高強度薄鋼板のそれぞれについて、下記の方法で組織および引張特性を評価した。得られた結果を表４および５に示す。なお、表２、３に示した出発鋼板の組織も、同様の方法で評価した。

（残留オーステナイトの面積率）
残留オーステナイトの面積率を、Ｘ線回折法により求めた。測定に当たっては、鋼板を板厚方向の１／４面（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する面）まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度を測定した。具体的には、ＣｏのＫα線を用いたＸ線回折法により、ＢＣＣ相の（２００）面および（２１１）面と、ＦＣＣ相の（２００）面、（２２０）面および（３１１）面のピーク強度比から残留オーステナイトの体積率を算出した。測定位置は、鋼板の幅方向中央とした。本発明の鋼板においては、組織が３次元的に均一であるため、前記体積率を残留オーステナイトの面積率と見なすことができる。なお、測定は、１つの高強度薄鋼板について、無作為に選択した３カ所で実施し、得られた値の平均値を残留オーステナイトの面積率とした。

（残留オーステナイト以外の組織の面積率）
残留オーステナイト以外の各組織の面積率は、高強度薄鋼板の圧延方向断面をナイタールで腐食後に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより求めた。観察位置は、鋼板の幅方向中央、板厚１／４位置とした。前記観察位置におけるＳＥＭ像を倍率２０００倍で撮影し、得られたＳＥＭ像を画像解析することによって各組織の面積率を求めた。前記画像解析においては、任意に設定した５０μｍ×５０μｍ四方の正方形領域内に存在する各組織の占有面積を求め、面積率を算出した。なお、前記観察は、１つの高強度薄鋼板について、無作為に選択した５視野で実施し、得られた値の平均値を面積率とした。

なお、前記画像解析における各組織の同定は、次の方法で行った。

上記ＳＥＭ像において残留オーステナイトおよびマルテンサイトは、比較的平滑な表面を有する塊状の白色領域として観察される。したがって、前記白色領域の面積率から、先に述べた方法で測定された残留オーステナイトの面積率を差し引くことにより、マルテンサイトの面積率を求めた。

一方、前記ＳＥＭ像において、フェライト、焼戻しベイニティックフェライト、およびベイニティックフェライトは黒色領域として観察される。前記黒色領域のうち塊状である部分をフェライトとした。また、前記黒色領域のうち、伸長した形状で、かつ下部組織（例えば粒内におけるラス、ブロック、パケットなどの内部構造）が認められるものをベイニティックフェライト、下部組織が認められないものを焼戻しベイニティックフェライトと同定した。

なお、上記測定では、測定する粒径の下限を、測定限界である０．０１μｍとした。

（第二相）
第二相の平均円相当径、第二相における粗大粒の面積率、および第二相の平均短径は、高強度薄鋼板の圧延方向断面をナイタールで腐食後に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより求めた。観察位置は、鋼板の幅方向中央、板厚１／４位置とした。前記観察位置におけるＳＥＭ像を倍率２０００倍で撮影し、得られたＳＥＭ像を画像解析した。前記画像解析においては、任意に設定した５０μｍ×５０μｍ四方の正方形領域内に存在する第二相の占有面積と短径を求めた。第二相の平均円相当径は、得られた第二相の占有面積から算出した。短径の測定下限は０．０１μｍとした。なお、前記観察は、１つの高強度薄鋼板について、無作為に選択した５視野で実施し、得られた値の平均値を採用した。

（引張特性）
上記高強度薄鋼板から、圧延方向に対し９０°の方向が長手方向（引張方向）となるようにＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を採取した。得られた試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を行って、引張強さ（ＴＳ）、降伏点（ＹＰ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。

さらに、得られた値から、引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）との積で表わされる強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）を算出し、ＴＳ×Ｅｌの値に基づいて引張特性を評価した。評価基準は次の通りとした。
◎（特に優れている）：２５０００ＭＰａ・％≦ＴＳ×Ｅｌ
○（良好）：２２０００ＭＰａ・％≦ＴＳ×Ｅｌ＜２５０００ＭＰａ・％
×（劣）：ＴＳ×Ｅｌ＜２２０００ＭＰａ・％

（伸びの異方性）
伸びの異方性を評価するために、次の測定を行った。まず、圧延方向、圧延方向に対し４５°の方向、および圧延方向に対し９０°の方向のそれぞれを引張方向とした引張試験を行い、各方向におけるＥｌを測定した。前記引張試験は、引張方向を上記のようにした以外は、上記引張特性の評価と同様の方法で実施した。次に、得られた３方向におけるＥｌのうち、最大値（ｍａｘ．Ｅｌ）と最小値（ｍｉｎ．Ｅｌ）を用いて、次式で定義されるΔＥｌを算出した。
ΔＥｌ＝（ｍａｘ．Ｅｌ）−（ｍｉｎ．Ｅｌ）

なお、加工性の観点からは、上記ΔＥｌは３％以下であることが好ましく、２％以下であることがより好ましい。一方、ΔＥｌは小さければ小さいほどよいため、下限は０％であってよいが、０．５％以上であってもよく、１．０％以上であってもよい。

表４および５に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす高強度薄鋼板は、９８０ＭＰａ以上のＴＳを有するとともに、ＴＳ×Ｅｌが２２０００ＭＰａ・％以上、かつΔＥｌが３％以下であった。これに対して、本発明の条件を満たさない鋼板は、ＴＳ×Ｅｌが２２０００ＭＰａ・％未満であり、一部は、ΔＥｌも３％を超えていた。このように、本発明によれば、優れた引張強さと伸びとを兼ね備え、かつ伸びの異方性が低い高強度薄鋼板を得ることができる。

Claims (7)

1. 高強度薄鋼板であって、
   質量％で、
   Ｃ ：０．１０％以上０．３５％以下、
   Ｓｉ：０．５％以上２．０％以下、
   Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、
   Ｐ ：０．００１％以上０．０５０％以下、
   Ｓ ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
   Ａｌ：０．００１％以上１．００％以下、および
   Ｎ ：０．０００５％以上０．０２００％以下を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
   Ｍｎ含有量（質量％）に対するＣ含有量（質量％）の比、Ｃ／Ｍｎが０．０８以上０．２０以下である成分組成を有し、
   前記高強度薄鋼板の全組織に対し、
   フェライトと焼戻しベイニティックフェライトとベイニティックフェライトの合計面積率が４０％以上７０％以下、
   マルテンサイトの面積率が５％以上３０％以下、
   残留オーステナイトの面積率が１０％以上３５％以下であり、
   マルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒の平均円相当径が２．０μｍ以下、
   ２．０μｍ以上の円相当径を有するマルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒の、マルテンサイトと残留オーステナイト全体に対する面積率が１０％以下、かつ
   マルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒の平均短径が０．４０μｍ以下である組織を有する、高強度薄鋼板。
2. 前記成分組成が、
   質量％で、
   Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、
   Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、および
   Ｖ ：０．００５％以上０．１００％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１に記載の高強度薄鋼板。
3. 前記成分組成が、
   質量％で、
   Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、
   Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％以下、
   Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、
   Ｃｕ：０．００５％以上０．５００％以下、および
   Ｂ ：０．０００１％以上０．０１００％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１または２に記載の高強度薄鋼板。
4. 前記成分組成が、
   質量％で、
   Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％以下、および
   ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下の少なくとも一方をさらに含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
5. さらに表面に亜鉛系めっき層を有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
6. 高強度薄鋼板の製造方法であって、
   請求項１〜４のいずれか一項に記載の成分組成を有し、鋼板の全組織に対するベイニティックフェライトと残留オーステナイトの合計面積率が７０％以上である組織を有する鋼板を用意し、
   前記鋼板を、平均昇温速度：１５℃／秒以上で、７００℃まで加熱し、
   前記鋼板を、平均昇温速度：１５℃／秒以下で、７００℃から、７４０℃以上８６０℃以下の均熱温度まで加熱し、
   加熱された前記鋼板を、前記均熱温度で６０秒以上６００秒以下保持し、
   前記鋼板を、３５０℃以上５５０℃以下の冷却停止温度まで、平均冷却速度：５０℃／秒以下で冷却し、
   冷却された前記鋼板を、前記冷却停止温度で３０秒以上１２００秒以下保持する、高強度薄鋼板の製造方法。
7. さらに、前記冷却停止温度での保持後の鋼板に亜鉛系めっき処理を施す、請求項６に記載の高強度薄鋼板の製造方法。