JPWO2017126678A1 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

延性および低温靱性に優れる高強度鋼板とその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．５％、Ｐ：０．００３〜０．１００％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５％およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で１０〜７０％のフェライト相と、３０〜９０％の硬質第二相を含み、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する平均円相当径が２００ｎｍ以下である炭化物を有する鋼組織と、を有することを特徴とする高強度鋼板とする。

Description

本発明は、主に自動車の分野で使用される部品用に好適な、加工性および低温靱性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。
近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。これに伴い、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となっている。また、上記用途においては防錆性も求められることから、上記用途に用いる鋼板として高強度鋼板の需要が高まっている。
しかしながら、鋼板の高強度化は、加工性および低温靱性の両者の低下を招く。このため、高強度、高加工性および低温靭性を併せ持つ高強度鋼板の開発が望まれているのが現状である。
このような要求に対して、これまでにフェライト相、マルテンサイト二相鋼（ＤＰ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織型高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されてきた。
例えば特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．５％、Ｐ：０．００３〜０．１００％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５％、さらにＴｉ、ＮｂおよびＶから選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．０１〜０．２％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を有し、かつ、面積率で、フェライト相を２０〜８７％、マルテンサイトと残留オーステナイトを合計で３〜１０％、焼戻しマルテンサイトを１０〜６０％含み、上記マルテンサイトと残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトからなる第二相の平均結晶粒径が３μｍ以下であるミクロ組織を有し、かつ８４５ＭＰａ以上の引張強度を有する加工性および耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかし、この技術で製造した鋼板の低温靱性は低く、実際には高強度鋼板としての使用は制限される。
特許文献２には、低温靱性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．４００％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、Ｐ：０．０００１〜０．１００％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ:０．００１〜２．００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、Ｎ：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母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されており、上記母材鋼板は、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼板組織の残留オーステナイト相が体積分率で５％以下であり、フェライト相が体積分率で６０％以下であり、ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相との合計が体積分率で４０％以上であり、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における平均有効結晶粒径が５．０μｍ以下であり、最大有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、表層部に厚み０．０１μｍ〜１０．０μｍの脱炭層が形成され、上記脱炭層に分散された酸化物の密度が１．０×１０１２〜１．０×１０１６個／ｍ２であり、上記酸化物の平均粒子径が５００ｎｍ以下であることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかし、この技術で製造した鋼板の延性（加工性）は低く、実際には高強度鋼板としての使用は制限される。
特開２００９−１０２７１５号公報 ＷＯ２０１３／０４７７５５号公報
以上のように、高強度鋼板には優れた延性（ＥＬ）および低温靱性が要求されるが、従来、高強度鋼板には、これらを全て高いレベルで兼ね備えるものは存在しない。
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、延性および低温靱性に優れる高強度鋼板とその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その結果、合金成分と製造条件を最適化し、フェライト相と硬質第二相界面の炭化物のサイズを制御することによって、延性および低温靱性に優れた高強度鋼板の製造に成功した。その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．５％、Ｐ：０．００３〜０．１００％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５％およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で１０〜７０％のフェライト相と、３０〜９０％の硬質第二相を含み、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する平均円相当径が２００ｎｍ以下である炭化物を有する鋼組織と、を有することを特徴とする高強度鋼板。
［２］前記成分組成は、質量％で、さらにＣｒ：０．００５〜２．００％、Ｍｏ：０．００５〜２．００％、Ｖ：０．００５〜２．００％、Ｎｉ：０．００５〜２．００％、Ｃｕ：０．００５〜２．００％から選ばれる１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成は、質量％で、さらにＴｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％の中から選ばれる１種または２種の元素を含有することを特徴とする［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記成分組成は、質量％で、さらにＢ：０．０００２〜０．０１％を含有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
［５］前記成分組成は、質量％で、さらにＳｂ：０．００１〜０．０５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％から選ばれる１種または２種の元素を含有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
［６］前記硬質第二相はベイナイトと焼戻しマルテンサイトを含み、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを面積率の合計で１０〜９０％含むことを特徴とする［１］〜［５］のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
［７］前記硬質第二相は焼入れままマルテンサイトを含み、該焼入れままマルテンサイトを面積率で１０％以下含むことを特徴とする［１］〜［６］のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
［８］前記硬質第二相は残留オーステナイトを含み、該残留オーステナイトを面積率で１０％以下含むことを特徴とする［１］〜［７］のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
［９］前記硬質第二相はパーライトを含み、該パーライトを面積率で３％以下含むことを特徴とする［１］〜［８］のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
［１０］表面に亜鉛めっき層を有する［１］〜［９］のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
［１１］［１］〜［５］のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度で圧延を終了した後、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し５５０℃以下で巻き取る熱延工程と、前記熱延工程で得た熱延鋼板の表面の酸化スケールを酸洗により除去する酸洗工程と、前記酸洗工程後の酸洗板に冷間圧延を施す冷延工程と、前記冷延工程で得た冷延鋼板を、５００℃〜Ａｃ１変態点の温度域を１０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、７５０〜９００℃の温度まで加熱し、（Ｍｓ点−１００℃）の温度までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で（Ｍｓ点−１００℃）以下の冷却停止温度まで冷却し、前記加熱及び前記冷却において７５０〜９００℃の温度域の滞留時間を１０秒以上とし、冷却停止温度が１５０℃未満の場合は、（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に平均加熱速度３０℃／s以上で、１５０℃以上３５０℃以下の温度に加熱し、１５０℃以上３５０℃以下の温度域で１０秒以上６００秒以下の時間滞留させ、冷却停止温度が１５０℃以上の場合は、（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に平均加熱速度３０℃／s以上で、１５０℃以上３５０℃以下の温度に加熱し、１５０℃以上３５０℃以下の温度域に１０秒以上６００秒以下の時間滞留させるか又は（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に１５０℃以上３５０℃以下の温度域に１０秒以上６００秒以下の時間滞留させる焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［１２］前記焼鈍工程後に、焼鈍板を平均加熱速度が３０℃／ｓ以上の条件で、溶融亜鉛浴侵入板温まで加熱し、溶融亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程、を有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］前記亜鉛めっき工程は、前記溶融亜鉛めっきを施した後、平均加熱速度が３０℃／ｓ以上で、５００〜５７０℃の温度域まで加熱し、この温度域の滞留時間が３０秒以下とする条件で合金化処理を施すことを特徴とする［１２］に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、延性および低温靱性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板を自動車構造部材に適用することにより、自動車の軽量化と衝突安全性向上との両立が可能となる。即ち、本発明は、自動車車体の高性能化に大きく寄与する。
穴広げ変形時のボイドの発生挙動を示す模式図である。 低温における変形時のボイドの発生挙動を示す模式図である。 組織写真の一例である。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明の高強度鋼板（単に「鋼板」を言う場合がある。）について説明する。鋼板は特定の成分組成と鋼組織とを有する。成分組成、鋼組織の順で説明する。
鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．５％、Ｐ：０．００３〜０．１００％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５％およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
また、上記成分組成は、質量％で、さらにＣｒ：０．００５〜２．００％、Ｍｏ：０．００５〜２．００％、Ｖ：０．００５〜２．００％、Ｎｉ：０．００５〜２．００％、Ｃｕ：０．００５〜２．００％から選ばれる１種または２種以上の元素を含有してもよい。
また、上記成分組成は、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％の中から選ばれる１種または２種の元素を含有してもよい。
また、上記成分組成は、質量％で、さらにＢ：０．０００２〜０．０１％を含有してもよい。
また、上記成分組成は、質量％で、さらに、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％から選ばれる１種または２種の元素を含有してもよい。
以下、各成分について説明する。成分の説明における含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃはオーステナイトを安定化させ硬質第二相を生成しやすくするため、引張強度を上昇させる。また、Ｃは組織を複合化して引張強度と延性のバランスを向上させるために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では製造条件の最適化を図ったとしても硬質第二相が所望の状態にならない。その結果、５９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物粒子が粗大化し、低温靱性さらには穴広げ率が低下する。以上より、Ｃ含有量は０．０５％以上０．３０％以下とする。下限について好ましいＣ含有量は０．０６％以上である。上限について好ましいＣ含有量は０．１５％以下である。
Ｓｉ：０．５〜２．５％
Ｓｉは鋼の引張強度の上昇に有効な元素である。また、Ｓｉはフェライト生成元素であり炭化物の生成を抑制することから、延性および低温靭性さらには穴広げ率を向上させる。このような効果はＳｉ含有量が０．５％以上で認められる。０．５％超が好ましく、より好ましくは０．６％以上、さらに好ましくは０．８％以上である。である。ただし、過剰にＳｉを含有すると、フェライト相の過度な固溶強化によって延性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。上限について好ましいＳｉ含有量は２．２％以下である。
Ｍｎ：０．５〜３．５％
Ｍｎは鋼の引張強度の上昇に有効な元素であり、焼戻しマルテンサイトやベイナイトなどの硬質第二相の生成を促進する。このような効果はＭｎ含有量が０．５％以上で認められる。ただし、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、フェライト分率が１０％を下回り、硬質第二相分率が９０％を超えるため延性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．５％以上３．５％以下とする。下限に付いて好ましいＭｎ含有量は１．５％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は３．０％以下である。
Ｐ：０．００３〜０．１００％
Ｐは鋼の引張強度の上昇に有効な元素である上、粒界の炭化物の成長を抑制し、低温靭性さらには穴広げ率を向上させる効果がある。このような効果はＰ含有量が０．００３％以上で認められる。しかし、Ｐ含有量が０．１００％を超えると粒界偏析により脆化を引き起こし、低温靭性が低下する。従って、Ｐ含有量は０．００３％以上０．１００％以下とする。
Ｓ：０．０２％以下
ＳはＭｎＳなどの介在物となって穴広げ率を低化させる原因になる上、硬質第二相の生成を促進するＭｎを消費し硬質第二相分率を低下させる。このため、Ｓ含有量は、極力低い方が好ましい。このためＳを含まなくてもよい（０％でもよい）。通常、０．０００１％以上含まれることが多い。好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００３％以上である。Ｓ含有量を０．０２％以下とすると硬質第二相が３０％以上となるＭｎ含有量を確保でき、５９０ＭＰａ以上の引張強度の鋼を得ることができる。従って、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。Ｓ含有量の上限は、より好ましくは、０．０１％以下である。
Ａｌ：０．０１０〜１．５％
Ａｌは脱酸剤として作用し鋼の清浄度に有効な元素であり延性や穴広げ率を向上させるため、脱酸工程で添加することが好ましい。このような効果はＡｌ含有量が０．０１０％以上で認められる。一方、Ａｌを多量に添加すると脱炭層が増加し５９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。従ってＡｌ含有量の上限は１．５％とする。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは窒化物を形成し延性や穴広げ率を低下させる原因となるので極力低い方が良い。このためＮを含まなくてもよい（０％でもよい）。通常、０．０００１％以上含まれることが多い。また、Ｎ含有量を０．０１％以下とすると粗大な窒化物が減少し穴広げ率が向上する。よってＮ量は０．０１％以下とする。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、これらの成分元素に加えて、以下の合金元素を必要に応じて添加することができる。なお、以下の任意添加元素の含有量が下限値未満の場合、これらの成分は本発明の効果を害さないため、不可避的不純物として含まれているとして扱う。
Ｃｒ：０．００５〜２．００％、Ｍｏ：０．００５〜２．００％、Ｖ：０．００５〜２．００％、Ｎｉ：０．００５〜２．００％、Ｃｕ：０．００５〜２．００％から選ばれる１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは焼鈍温度からの冷却時にフェライト相やパーライトの生成を抑制し、硬質第二相の生成を促進し鋼の引張強度を上昇させる。このような効果はＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの少なくとも１種の含有量を０．００５％以上にすることで認められる。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの成分含有量が２．００％を超えるとその効果は飽和する。また、上記成分含有量が２．００％を超えると合金炭化物を形成しフェライト相と硬質第二相の界面の炭化物平均円相当径が２００ｎｍを上回り穴広げ率と低温靱性が低下する。従って、これらの成分を添加する場合は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ含有量はそれぞれ０．００５％以上２．００％以下とする。下限に付いてＣｒ含有量の好ましい範囲は０．０５％以上である。下限に付いてＭｏ含有量の好ましい範囲は０．０２％以上である。下限に付いてＶ含有量の好ましい範囲は０．０２％以上である。下限に付いてＮｉ含有量の好ましい範囲は０．０５％以上である。下限に付いてＣｕ含有量の好ましい範囲は０．０５％以上である。上限についてＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ含有量の好ましい範囲は０．５０％以下である。
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％から選ばれる１種または２種
Ｔｉ、Ｎｂは炭化物を形成し、鋼を析出強化により引張強度を上昇に有効な元素である。このような効果はそれぞれ含有量を０．０１％以上にすることで認められる。一方、Ｔｉ、Ｎｂの含有量がそれぞれ０．２０％を超えると炭化物が粗大化し穴広げ率や低温靭性が低化する。従って、これらの成分を添加する場合は、Ｔｉ、Ｎｂの含有量はそれぞれ０．０１％以上０．２０％以下とする。下限についてＴｉ、Ｎｂの含有量の好ましい範囲は０．０２％以上である。上限についてＴｉ、Ｎｂの含有量の好ましい範囲は０．０５％以下である。
Ｂ：０．０００２〜０．０１％
Ｂはオーステナイト相粒界からのフェライト相の生成を抑制し強度を上昇させる作用を有する上、粒界の炭化物の成長を抑制し穴広げ率と低温靭性を向上させる。その効果はＢ含有量を０．０００２％以上にすることで得られる。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると旧オーステナイト粒界にＦｅ２Ｂが析出するため脆化を引き起こし、低温靱性を劣化させる。従って、Ｂを添加する場合は、Ｂ含有量は０．０００２％以上０．０１％以下とする。下限についてＢの好ましい範囲は０．０００５％以上である。上限についてＢの好ましい範囲は０．００５０％以下である。
Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％
Ｓｂ、Ｓｎは粒界の炭化物の成長を抑制し、低温靭性さらには穴広げ率を高める。その効果は０．００１％以上で得られる。一方、これらの元素の含有量がそれぞれ０．０５％を超えると粒界偏析によって脆化を引き起こし、低温靱性が劣化する。従って、ＳｂやＳｎを添加する場合は、Ｓｂ、Ｓｎ含有量はそれぞれ０．００１％以上０．０５％以下とする。下限に付いてＳｂ、Ｓｎの好ましい範囲は、０．０１５％以上である。上限についてＳｂ、Ｓｎの好ましい範囲は、０．０４％以下である。
続いて、鋼板の鋼組織について説明する。鋼組織は、面積率で１０〜７０％のフェライト相と、３０〜９０％の硬質第二相含み、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物の平均円相当径が２００ｎｍ以下である。
フェライト相の面積率：１０〜７０％
フェライト相の面積率が１０％未満だと延性が低下するため１０％以上とする。フェライト相の面積率が７０％を超えると引張強度が低下するため７０％以下とする。下限について好ましいフェライト量は２０％以上である。上限について好ましいフェライト量は６０％以下である。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
硬質第二相の面積率：３０〜９０％
硬質第二相の面積率が３０％未満だと引張強度が低下するため３０％以上とする。硬質第二相の面積率が９０％を超えると延性が低下するため９０％以下とする。硬質第二相とは、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼入れままマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトを意味し、硬質第二相の面積率はこれらの相の合計面積率を意味する。また、硬質第二相とフェライト相とを合計で９５％以上含むことが好ましい。
以下に、硬質第二相の好ましい範囲について説明する。以下の硬質第二相が以下の相から構成される場合、それぞれの相の条件により下記の効果が得られる。また、全ての条件を満たす場合、伸びフランジ性に優れる傾向にある。なお、下記の硬質第二相の面積率は組織全体を１００％としたときの面積率である。
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：１０〜９０％
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは鋼の引張強度を上昇させる。また、これらの組織は、焼入れままマルテンサイトに比べてフェライト相との硬度差が低く穴広げ率への悪影響が小さく、著しい穴広げ率の低下なしに引張強度を確保することができる有効な相である。ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率が１０％未満では高い引張強度の確保が困難となる場合がある。一方、９０％を超えると延性が低下する場合がある。よって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率は１０％以上９０％以下とする。下限についてより好ましい合計面積率は１５％以上である。さらに好ましくは２０％以上である。上限についてより好ましい合計面積率は８０％以下である。さらに好ましくは７０％以下である。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
焼入れままマルテンサイトの面積率が１０％以下
焼入れままマルテンサイトは鋼の引張強度の上昇には有効に働く。しかし、焼入れままマルテンサイトは、フェライト相との硬度差が大きいため、面積率が１０％を超えて過剰に存在するとボイドの発生サイトが増加し穴広げ率が低下する。従って、焼入れままマルテンサイトの面積率は１０％以下とする。好ましくは８％以下である。焼入れままマルテンサイトを全く含まず面積率が０％でも本発明の効果には影響をおよぼさず問題ない。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
残留オーステナイトの面積率：１０％以下
残留オーステナイトは鋼の引張強度の上昇に寄与するだけでなく、鋼の延性向上に有効に働く。この効果を得るためには１％以上の含有がより好ましい。さらに好ましくは２％以上である。しかし、穴広げ試験の打ち抜き時に、端面近傍の残留オーステナイトは歪みに誘起されてマルテンサイトに変態し、そのマルテンサイトとフェライト相との硬度差が大きいため、面積率が１０％を超えて過剰に存在するとボイドの発生サイトが増加し穴広げ率を低下させる。従って、残留オーステナイト相の面積率は１０％以下とする。好ましくは８％以下である。また、穴広げ率を改善する観点からは残留オーステナイトの面積率は５％未満が好ましい。残留オーステナイトを全く含まず面積率が０％でも本発明の効果には影響をおよぼさず問題ない。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した体積率を面積率とみなして採用する。
パーライトの面積率：３％以下
フェライト相、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼入れままマルテンサイト、残留オーステナイト以外の相としては、パーライトを含むことができる。鋼板の鋼組織が上記を満たせば、本発明の目的を達成できる。しかしパーライトの面積率が３％を超えて過剰に存在すると、ボイドの発生サイトが増加し穴広げ率が低下する。従って、パーライトの面積率は３％以下とする。好ましくは１％以下である。パーライトを全く含まず面積率が０％でも本発明の効果には影響をおよぼさず問題ない。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物（セメンタイト）の炭化物の平均円相当径が２００ｎｍ以下
フェライト相と硬質第二相の硬度差が大きいほど、打ち抜き時や穴広げ時のそれらの変形能の差のため軟質相と硬質相の界面からボイドが発生し、穴広げ率は低下すると考えられる。よって硬質第二相であるマルテンサイトやベイナイトの焼戻しにより硬度差を低減することで穴広げ率を向上できることが知られている。しかし、同一の硬度差であっても焼戻しの過程で析出したフェライト相と硬質第二相の界面に粗大な炭化物があると、そこに応力が集中し、図１に示すように変形時のボイドの発生を促進するため、穴広げ率は低下する（図１（ａ））。また、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物の平均円相当径を２００ｎｍ以下とすることで変形時の応力集中を抑制し穴広げ率を向上させることができる（図１（ｂ））。さらに、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物の平均円相当径を２００ｎｍ以下とすることは低温靭性を向上させる効果もある。低温における変形では、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物粒子は、図２に示すようにフェライト相や硬質第二相との界面で剥離することで、フェライト相や硬質第二相のへき開を誘発し脆性破壊を促進する（図２（ａ））。そこで、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物の平均円相当径を２００ｎｍ以下とすることで、炭化物粒子とフェライト相や硬質第二相との界面で剥離が抑制され低温靭性が向上する（図２（ｂ））。従って、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物の円相当径は短いほど穴広げ率および低温靱性に有効に働くため２００ｎｍ以下とする。好ましくは上記平均円相当径は１００ｎｍ以下であり、炭化物が存在しないことが最も好ましい。また、炭化物はセメンタイトのような鉄系炭化物だけではなく、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ等の合金炭化物を含んでもよい。上記平均円相当径は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。なお、鋼板の板面に対して平行に板厚方向に１／４ｔ（全厚ｔ）の位置まで機械研磨後、電解研磨で鋼板組織を現出し、Ｃ蒸着膜によって表面の凹凸を転写させた抽出レプリカのＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて撮影した組織写真において、フェライト相と硬質第二相の間に存在するフェライト相とも硬質第二相ともコントラストが異なる帯状の部分が、フェライト相の硬質第二相の界面である（図３参照）。電解研磨で現出した硬質第二相とフェライト相は鋼板上で高低差があるため、それらの間の傾斜がついた部分が界面であり、抽出レプリカのＴＥＭ写真では帯状の部分に対応する。また「界面に存在する」とは、上記組織写真において帯状に見える界面に炭化物が少なくとも接していることを意味する。
上記鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されていてもよい。続いて、亜鉛めっき層について説明する。合金化処理を施さない亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）の亜鉛めっき層中のＦｅ％は３質量％以下が好ましい。合金化処理を施す合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）亜鉛めっき層中のＦｅ％は７〜１５質量％が好ましい。
＜高強度鋼板の製造方法＞
本発明の製造方法は、熱延工程と、酸洗工程と、冷延工程と、焼鈍工程と、を有する。
熱延工程とは、上記成分組成を有するスラブを、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度で圧延を終了した後、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し５５０℃以下で巻き取る工程である。なお、Ａｒ３変態点は、フォーマスタにより測定した。
上記の成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。使用するスラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましい。また、使用するスラブは造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
スラブ加熱温度：１１００℃以上（好適条件）
熱延工程で用いるスラブを加熱してもよい。加熱する場合、スラブ加熱温度は、低温加熱がエネルギー的には好ましい。加熱温度が１１００℃未満では、炭化物を十分に溶解できず、連続焼鈍後においてもフェライト相と硬質第二相の界面に２００ｎｍ超の平均円相当径の炭化物が残存し穴広げ率と低温靱性を低下させる。なお酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが望ましい。なお、スラブ加熱温度を低くしても熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点（Ａｒ３変態点）以上
仕上げ圧延終了温度がＡｒ３点未満では、圧延中にαとγが生成して、その後の冷却および巻取り処理時にパーライトが生じる。そのパーライト中に含まれるセメンタイトが後の焼鈍工程における７５０〜９００℃の温度域での滞留後にも溶けずに残る。その結果フェライト相と硬質第二相の界面に存在するセメンタイトの粒子長が２００ｎｍ超となり穴広げ率および低温靭性が低下する。このため、仕上げ圧延温度はＡｒ３点以上とする。なお、仕上げ圧延終了温度の上限は特に限定しないが、後の巻き取り温度までの冷却が困難になるため１０００℃以下が好ましい。ここでＡｒ３点とは冷却時にフェライト変態が開始する温度である。
平均冷却速度：２０℃／ｓ以上
仕上げ圧延後の平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とすることで熱延鋼板の組織はベイナイト主体で均一な組織となるためセメンタイトが生成しにくくなる。その結果、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径は２００ｎｍ以下となり、穴広げ率と低温靭性が向上する。平均冷却速度が２０℃／ｓを下回ると鋼中にパーライトが生じ、そのパーライト中に含まれるセメンタイトが後の７５０〜９００℃の温度域での滞留後にも溶けずに残る。その結果フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物の平均円相当径が２００ｎｍ超となり穴広げ率および低温靭性が低下する。このため平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。なお、平均冷却速度の上限は特に限定しないが、巻き取りまでに５５０℃以下に冷却することが困難になるため５０℃／ｓ以下が好ましい。
巻取り温度：５５０℃以下
巻取り温度を５５０℃以下とすることで熱延鋼板の組織はベイナイト主体で均一な組織となるためセメンタイトが生成しにくくなる。その結果、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径は２００ｎｍ以下となり穴広げ率と低温靭性が向上する。巻取り温度が５５０℃を超えると鋼中にパーライトが生じ、そのパーライト中に含まれるセメンタイトが後の７５０〜９００℃の温度域での滞留後にも溶けずに残る。その結果フェライト相と硬質第二相の界面に存在するセメンタイトの粒子長が２００ｎｍ超となり穴広げ率および低温靭性が低下する。このため巻取り温度は５５０℃以下とする。巻取り温度が３００℃未満だと巻取り温度の制御が難しく温度ムラが生じやすくなり、その結果、冷間圧延性が低下するなどの問題が生じることがある。よって巻取り温度は３００℃以上が好ましい。この範囲で巻取り温度を制御しても熱延鋼板中にセメンタイトは残存する可能性があるが、残存したセメンタイトは後の７５０〜９００℃の温度域での滞留によってオーステナイト相中に溶解させることができる。
なお、本発明における熱間圧延では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は０．２５〜０．１０の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上げ圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
次いで酸洗工程を行う。酸洗工程とは、熱延工程で得た熱延鋼板の表面の酸化スケールを酸洗により除去する工程である。酸洗条件は特に限定されず、適宜設定すればよい。
次いで冷延工程を行う。冷延工程とは、酸洗工程後の酸洗板に冷間圧延を施す工程である。冷間圧延条件は特に限定されず、例えば所望の板厚等の観点から圧下率等の条件を決定すればよい。本発明では、冷間圧延の圧下率は３０％以上とすることが好ましい。
次いで焼鈍工程を行う。焼鈍工程とは、冷延工程で得た冷延鋼板を、５００℃〜Ａｃ１変態点の温度域を１０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、７５０〜９００℃の温度まで加熱し、（Ｍｓ点−１００℃）の温度までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で（Ｍｓ点−１００℃）以下の冷却停止温度まで冷却し、前記加熱及び前記冷却において７５０〜９００℃の温度域の滞留時間を１０秒以上とし、冷却停止温度が１５０℃未満の場合は、（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に平均加熱速度３０℃／s以上で、１５０℃以上３５０℃以下の温度に加熱し、１５０℃以上３５０℃以下の温度域で１０秒以上６００秒以下の時間滞留させ、冷却停止温度が１５０℃以上の場合は、（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に平均加熱速度３０℃／s以上で、１５０℃以上３５０℃以下の温度に加熱し、１５０℃以上３５０℃以下の温度域に１０秒以上６００秒以下の時間滞留させるか又は（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に１５０℃以上３５０℃以下の温度域に１０秒以上６００秒以下の時間滞留させる工程である。なお、Ａｃ１変態点はフォーマスタ試験により測定した。
５００℃〜Ａｃ１変態点の温度域における平均加熱速度：１０℃／ｓ以上
本発明の鋼における再結晶温度域である５００℃からＡｃ１変態点の温度域において平均加熱速度を１０℃／ｓ以上とすることで、加熱昇温時のフェライト再結晶が抑制され、Ａｃ１変態点以上で生成するγ（オーステナイト）が微細化されるため、フェライト相と硬質第二相の界面が増加する。これにより、炭化物の生成サイトが増加し、炭化物の平均円相当径が２００ｎｍ以下となり穴広げ率と低温靱性が向上する。平均加熱速度が１０℃／ｓ未満では、加熱昇温時にフェライト相の再結晶の進行が進み、Ａｃ１変態点以上で生成するγが粗大化しフェライト相と硬質第二相の界面が減少することで炭化物の生成サイトが減少する。その結果、炭化物の平均円相当径が２００ｎｍを超え穴広げ率と低温靱性が低下する。好ましい平均加熱速度は２０℃／ｓ以上である。なお、上記平均加熱速度の上限は特に限定しない。平均加熱速度が１００℃／ｓ以上では効果が飽和する上コストアップにつながるので１００℃／ｓ以下が好ましい。また、Ａc１とは加熱時にオーステナイトが生成し始める温度である。
加熱温度：７５０〜９００℃
加熱温度が７５０℃未満では、焼鈍時のオーステナイト相の生成が不十分となり、焼鈍冷却後に十分な量の硬質第二相が確保できなくなり強度が低下する。また、加熱温度が７５０℃未満では、鋼中に残存するセメンタイトをオーステナイト相中に溶解させることができず、その結果フェライト相と硬質第二相界面のセメンタイトの平均円相当径が２００ｎｍを超える。その結果、このセメンタイトが破壊の起点となり穴広げ率および低温靭性が低下する。一方、加熱温度が９００℃を超えると、フェライト相が１０％未満となり延性が低下する。従って、７５０〜９００℃の範囲とする。なお、Ａｃ１変態点から上記加熱温度までの平均加熱速度は特に限定されない。およそ５℃／ｓ以下である。
（Ｍｓ点−１００℃）の温度までが平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
（Ｍｓ点−１００℃）の温度までが平均冷却速度が１０℃／ｓ未満ではフェライト相やパーライトが生成し、引張強度、延性および穴広げ率が低下する。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が速すぎると鋼板形状が悪化したり、冷却到達温度の制御が困難となったりするため、好ましくは２００℃／ｓ以下とする。なお、冷却開始温度は、特に限定されず、通常、上記加熱温度であるが７５０℃から開始すれば問題が無い。
冷却停止温度：（Ｍｓ点−１００℃）以下
冷却停止時にはオーステナイト相の一部がマルテンサイトおよびベイナイトに変態し、残りは未変態のオーステナイト相となる。その後の冷却停止温度あるいは１５０℃〜３５０℃の温度域での滞留、または、めっき・合金化処理後、室温までの冷却によってマルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、ベイナイトは焼き戻され、未変態オーステナイト相はベイナイト、残留オーステナイトまたは焼入れままマルテンサイトとなる。冷却停止温度が低くＭｓ点（Ｍｓ点：オーステナイトのマルテンサイト変態が開始する温度）からの過冷度が大きいほど、冷却中に生成するマルテンサイト量が増加し、未変態オーステナイト量が減少する。このため、冷却停止温度の制御は、最終的な焼入れままマルテンサイトおよび残留オーステナイトと、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率と関係する。よって、Ｍｓ点と冷却停止温度の温度差が重要であり、冷却停止温度制御の指標としてＭｓ点を用いることとする。冷却停止温度を（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度とすると、冷却時のマルテンサイト変態が充分進行し、最終的に、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率が３０〜９０％となり、穴広げ率が向上する。冷却停止温度が（Ｍｓ点−１００℃）より高い温度では、冷却停止時のマルテンサイト変態が不十分で未変態オーステナイト量が多くなり、最終的に、焼入れままマルテンサイトまたは残留オーステナイトが１０％超生成し、穴広げ率が低下する。従って冷却停止温度は（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度とする。冷却停止温度の下限は特に規定しない。冷却停止温度が（Ｍｓ点−２００℃）を下回ると冷却中のマルテンサイト変態がほぼ完了し最終的に残留オーステナイトが得られずＴＲＩＰ効果による延性の向上が見込めない。このため、冷却停止温度は（Ｍｓ点−２００℃）以上が好ましい。なお、Ｍｓ点は、焼鈍からの冷却時の鋼板の体積変化を測定し、その線膨張係数の変化から求めることができる。Ｍｓ点は焼鈍温度と冷却速度によって変わるため、それぞれの水準ごとに測定する。
滞留時間：１０秒以上
上記加熱及び冷却において、７５０〜９００℃の滞留時間が１０秒未満では、焼鈍時のオーステナイト相の生成が不十分となり、焼鈍冷却後に十分な量の硬質第二相が確保できなくなる。また、滞留時間が１０秒未満では、鋼中に残存するセメンタイトをオーステナイト相中に溶解させることができず、その結果フェライト相と硬質第二相界面のセメンタイトの平均円相当径が２００ｎｍを超える。このセメンタイトが破壊の起点となり穴広げ率および低温靭性が低化する。従って、滞留時間は１０秒以上とする。滞留時間の上限は特に規定しないが、６００秒以上の滞留は効果が飽和するため滞留時間は６００秒未満が好ましい。
上記冷却後の製造条件について冷却停止温度が１５０℃未満の場合と、冷却停止温度が１５０℃以上の場合と分けて説明する。冷却停止温度が１５０℃未満の場合は、（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に平均加熱速度３０℃／s以上で、１５０℃以上３５０℃以下の温度に加熱し、１５０℃以上３５０℃以下の温度域で１０秒以上６００秒以下の時間滞留させる。冷却停止温度が１５０℃以上の場合は、（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に平均加熱速度３０℃／s以上で、１５０℃以上３５０℃以下の温度に加熱し、１５０℃以上３５０℃以下の温度域に１０秒以上６００秒以下の時間滞留させるか又は（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に１５０℃以上３５０℃以下の温度域に１０秒以上６００秒以下の時間滞留させる。各条件の説明は以下の通りである。
冷却後の平均加熱速度：３０℃／ｓ以上
重要なのは冷却後に、１５０℃〜３５０℃の温度域に一定時間滞留させて、冷却時に生成したマルテンサイトとベイナイトを焼戻しさせることである。再加熱する場合に、上記温度域までの平均加熱速度が３０℃／ｓ未満では、加熱中に、フェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出し、その後の滞留で炭化物の成長が促進され、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が２００ｎｍを超え、穴広げ性および低温靱性が低下する。平均加熱速度が３０℃／ｓ以上であると、加熱中には界面のフェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出せず、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径は２００ｎｍ以下となり穴広げ率および低温靱性は向上する。従って、冷却停止後の再加熱時の平均加熱速度は３０℃／ｓ以上とする。また、平均加熱速度の上限は特に限定されず再加熱温度を１５０℃〜３５０℃の温度域に制御することが困難になるため２００℃／ｓ以下が好ましい。なお、再加熱を行うかは上記の通り、任意であり、冷却停止温度が１５０〜３５０℃の温度域である場合は、再加熱しなくても上記温度域に滞留させられるため、炭化物の成長を抑制することができ穴広げ性および低温靭性が向上する。
１５０〜３５０℃の温度域に滞留
（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後、１５０〜３５０℃の温度域での鋼板を滞留させる。滞留またはその後のめっき・合金化処理で、冷却時に生成したマルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、ベイナイトは焼き戻され、未変態γの一部がベイナイト変態する。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは、フェライト相との硬度差が低いため穴広げ率が向上する。さらにこの１５０〜３５０℃の温度域での滞留およびその後のめっき・合金化では焼戻しに伴い炭化物が析出する。温度域の下限が１５０℃未満になると、マルテンサイトの焼戻しが不充分でフェライト相との硬度差が高くなり穴広げ率が低下する。一方で、上記温度域の上限が３５０℃を超えると、焼戻しに伴い炭化物が粗大化し、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が２００ｎｍを上回り穴広げ率と低温靱性が低下する。従って１５０〜３５０℃の温度域に滞留させる。なお、本条件の技術的意義は、冷却停止温度が１５０℃未満の場合も１５０℃以上の場合も同様である。
１５０〜３５０℃の温度域の滞留時間：１０〜６００秒
滞留時間が１０秒未満ではマルテンサイトの焼戻しが不充分でフェライト相との硬度差が高くなり穴広げ率が低下する。したがって、伸びフランジ性の観点からは滞留時間は１０秒以上が好ましい。一方で滞留時間が６００秒を超えると、焼戻しに伴い炭化物が粗大化し、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が２００ｎｍを上回り穴広げ率と低温靱性が低下する。従って６００秒以下とする。下限について好ましくは２０秒以上である。上限について好ましくは５００秒以下とする。なお、本条件の技術的意義は、冷却停止温度が１５０℃未満の場合も１５０℃以上の場合も同様である。
鋼板表面に亜鉛めっき層を形成する場合には、さらに、焼鈍工程後に、焼鈍板を平均加熱速度が３０℃／ｓ以上の条件で、溶融亜鉛浴侵入板温まで加熱し、溶融亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程を行う。
めっき処理については、下記の平均加熱速度以外の条件は特に限定されない。例えば、亜鉛めっき鋼板製造は０．１２〜０．２２質量％、合金化亜鉛めっき鋼板製造時は０．１２〜０．１７質量％の溶解Ａｌ量のめっき浴に（浴温４４０〜５００℃）鋼板を侵入させて行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。また、合金化亜鉛めっき処理は、付着量調整後、下記の平均加熱速度で、５００〜５７０℃まで加熱し、３０秒以下滞留させる。
溶融亜鉛浴侵入板温までの平均加熱速度を３０℃／ｓ以上
溶融亜鉛浴侵入板温（通常４４０〜５００℃）までの平均加熱速度が３０℃／s未満では、加熱中にフェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出し、その後の亜鉛浴侵入時に炭化物の成長が促進され、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が２００ｎｍを超え、穴広げ性および低温靱性が低下する。平均加熱速度が３０℃／ｓ以上であると、加熱中には界面のフェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出せず、最終的な組織のフェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径は２００ｎｍ以下となり穴広げ率および低温靱性は向上する。
５００〜５７０℃の温度域までの平均加熱速度を３０℃／ｓ以上
合金化処理を行う場合、合金化処理の加熱温度である５００〜５７０℃の温度域までの平均加熱速度が３０℃／ｓ未満では、加熱中にフェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出し、その後の合金化処理時に炭化物の成長が促進され、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が２００ｎｍを超え、穴広げ性および低温靱性が低下する。平均加熱速度が３０℃／ｓ以上であると、加熱中には界面のフェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出せず、最終的な組織のフェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径は２００ｎｍ以下となり穴広げ率および低温靱性は向上する。
５００〜５７０℃の温度域の滞留時間を３０秒以下
５００〜５７０℃の温度域の滞留時間が３０秒を超えるとフェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が２００ｎｍを超え、穴広げ性および低温靱性が低下する。従って滞留時間は３０秒以下とする。滞留時間の下限は特に限定されず、１秒未満であると合金化が困難であるため１秒以上が好ましい。
なお、熱処理後の冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板または合金化亜鉛めっき鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のため調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚３．０ｍｍ厚まで熱間圧延した。熱間圧延の条件はスラブ加熱温度を１２００℃とし、表２に示す条件で熱間圧延を行った。次いで、熱延鋼板を酸洗した後、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で熱処理を行い、高強度鋼板（ＣＲ）を得た。次いで、一部の高強度鋼板を用いて、４６０℃で溶融亜鉛めっきを施し亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。さらに一部の鋼板は表２に示す熱処理（焼鈍）に次いで４６０℃で溶融亜鉛めっきを施した後合金化処理は５２０℃で行い合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。めっき付着量は片面あたり３５〜４５ｇ／ｍ２であった。なお、表２において冷却停止温度と冷却停止後加熱温度とが同じものは、冷却停止後に滞留させる実施例である。
以上により得られた高強度鋼板について、鋼組織の相分率、引張特性、穴広げ率および低温靭性を調査した。
鋼組織
得られた結果を表３に示す。なお、本発明におけるフェライト相、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計、焼入れままマルテンサイト、パーライトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことである。上記各面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、１％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて板厚方向に１／４ｔ（全厚ｔ）の位置を３０００倍で撮影した組織写真を用いて、１５×１５の格子（２μｍ間隔）によるポイントカウンティング法により測定する。ただし、ＳＥＭ組織写真においては、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトはラス状の組織が現出した組織である。また焼入れままマルテンサイトと残留オーステナイトはどちらもＳＥＭ組織写真では白く現出した組織であり区別できないためポイントカウンティング法では合計の分率を測定する。残留オーステナイトの体積率は、板厚１／４面におけるｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面のＸ線回折積分強度に対するｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面のＸ線回折積分強度の割合とした（体積率を面積率とみなす）。焼入れままマルテンサイトの面積率は上記ポイントカウンティング法により測定したマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率からＸ線回折により測定した残留オーステナイトの体積率を差し引いて算出する。パーライトはＳＥＭ組織写真においてフェライト相とセメンタイトが交互に重なった層状の組織である。フェライト相と硬質第二相の界面に存在する１０個の炭化物の円相当径を測定しその相加平均を算出した。なお、炭化物の面積を求め、その面積に相当する真円の直径に換算し、これを炭化物の円相当径とした。図３に本発明によって得られるフェライト相と硬質第二相の界面の炭化物粒子の抽出レプリカサンプルのＴＥＭ観察写真を示す。
引張特性
引張特性は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようサンプル採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験を行ない、ＴＳ（引張強度）、ＥＬ（全伸び）を測定した。さらに、穴広げ率はＪＩＳＺ２２５６に準じた穴広げ試験を行い測定した。
低温靱性はＪＩＳＺ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験を行い、−４０℃での脆性破面率を評価した。シャルピー試験片は板幅方向を長手として採取し、破面が圧延方向と平行となるようにした。試験片は板厚が薄いことから、１枚では正確な評価が困難であるため、７枚ずつ隙間がないように重ねてビス留めした試験片を用いて、所定の形状に加工したシャルピー試験片を作製した。−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、脆性破面率は破面を写真撮影し延性破面と脆性破面を判別して測定した。判別が困難な場合はＳＥＭを用いて破面を観察し脆性破面率を算出した。
表３より、本発明例の鋼板は５９０ＭＰａ以上のＴＳを有し、５９０ＭＰａ以上６９０ＭＰａ未満のＴＳの鋼板では２７％以上のＥｌを有し、６９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満のＴＳの鋼板では２５％以上のＥｌを有し、７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満のＴＳの鋼板では１９％以上のＥｌを有し、９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満のＴＳの鋼板では１５％以上のＥｌを有し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳの鋼板では１３％以上のＥｌを有し、脆性破面が２０％以下であり、優れた引張強度、延性および低温靭性を示している。
また、硬質第二相が好ましい範囲の発明例は、穴広げ率が５０％以上であり、伸びフランジ性に優れる。後述する通り、硬質第二相が好ましい範囲に無いＮｏ．８は、伸びフランジ性が劣っている。なお、上記の通り、本発明の課題は延性および低温靱性に優れる高強度鋼板を得ることであり、伸びフランジ性に優れることは好ましい効果である。
一方、本発明の範囲をはずれる比較例の鋼板は、いずれかの特性が良好でなく、引張強度、延性および低温靭性のいずれかが劣っている。
Ｎｏ．３は熱間圧延での仕上げ温度が本発明の範囲をはずれてＡｒ３変態点未満であり、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が本発明の範囲をはずれて２００ｎｍを超えており、脆性破面率が２０％を超え、低温靭性が劣っている。
Ｎｏ．４は熱間圧延での巻取り温度が本発明の範囲をはずれて５５０℃を超え、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が本発明の範囲をはずれて２００ｎｍを超えており、脆性破面率が２０％を超えで、低温靭性が劣っている。
Ｎｏ.５は５００℃〜Ａｃ１変態点の温度域の平均加熱速度が本発明の範囲をはずれて１０℃／s未満であり、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が本発明の範囲をはずれて２００ｎｍを超えており、脆性破面率が２０％を超えで、低温靭性が劣っている。
Ｎｏ．６は熱間圧延での平均冷却速度が本発明の範囲をはずれて２０℃／s未満であり、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が本発明の範囲をはずれて２００ｎｍを超えており、脆性破面率が２０％を超えとなり、低温靭性が劣っている。
Ｎｏ．７は冷却停止後に滞留させた温度が本発明の範囲をはずれて３５０℃を超え、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が本発明の範囲をはずれて２００ｎｍを超えており、脆性破面率が２０％を超え、低温靭性が劣っている。
Ｎｏ.９は平均冷却速度が本発明の範囲をはずれて１０℃／s未満であり、フェライト相と硬質第二相の面積率が本発明の範囲をはずれており、ＴＳが５９０ＭＰａ未満となり、強度が劣り、穴広げ率が５０％未満となり、伸びフランジ成形性が劣っている。
Ｎｏ．１０は合金化処理温度域の滞留時間が本発明の範囲をはずれて３０秒を超え、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が本発明の範囲をはずれて２００ｎｍを超えており、脆性破面率が２０％を超え、低温靭性が劣っている。
Ｎｏ．１３は７５０〜９００℃の温度域の滞留時間が本発明の範囲をはずれて１０秒未満であり、硬質第二相の面積率が本発明の範囲をはずれて３０％未満であり、ＴＳが５９０ＭＰａ未満となり、強度が劣っている。
Ｎｏ．１４は加熱温度が本発明の範囲をはずれて９００℃を超え、フェライト相の面積率が本発明の範囲をはずれて１０％未満であり、硬質第二相の面積率が本発明の範囲をはずれて９０％を超え、Ｅｌが１９％未満となり、延性が劣っている。
Ｎｏ．１５は溶融亜鉛浴侵入板温までの平均加熱速度が本発明の範囲をはずれて３０℃／ｓ未満であり、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が本発明の範囲をはずれて２００ｎｍを超えており、脆性破面率が２０%を超え、低温靭性が劣っている。
Ｎｏ．１８は冷却停止温度が１５０℃以下で冷却停止後の平均加熱速度が本発明の範囲をはずれて３０℃／ｓ未満であり、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が本発明の範囲をはずれて２００ｎｍを超えており、脆性破面率が２０％を超え、低温靭性が劣っている。
Ｎｏ．１９は冷却停止後滞留時間が本発明の範囲をはずれて６００秒を超え、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が本発明の範囲をはずれて２００ｎｍを超えており、脆性破面率が２０％を超え、低温靭性が劣っている。
Ｎｏ．２２は加熱温度が本発明の範囲をはずれて７５０℃未満であり、硬質第二相の面積率が本発明の範囲をはずれて３０％未満であり、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率が本発明の範囲をはずれて１０％未満であり、ＴＳが５９０ＭＰａ未満となり、強度が劣っている。
Ｎｏ．２５は合金化処理までの平均加熱速度が本発明の範囲をはずれて３０℃／ｓ未満であり、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が本発明の範囲をはずれて２００ｎｍを超えており、脆性破面率が２０％を超え、低温靭性が劣っている。
Ｎｏ．３９はＣ量が本発明の範囲をはずれて０．０５％未満であり、硬質第二相の面積率が本発明の範囲をはずれて３０％未満であり、ＴＳが５９０ＭＰａ未満となり、強度が劣っている。
Ｎｏ．４０はＣ量が本発明の範囲をはずれて０．３０％を超え、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が本発明の範囲をはずれて２００ｎｍを超えており、脆性破面率が２０％を超え、低温靭性が劣っている。
Ｎｏ.４１はＭｎ量が本発明の範囲をはずれて３．５％を超え、フェライト相の面積率が本発明の範囲をはずれて１０％未満であり、硬質第二相の面積率が本発明の範囲をはずれて９０％を超え、Ｅｌが１９％未満となり、延性が劣っている。
Ｎｏ.４２はＭｎ量が本発明の範囲をはずれて０．５％未満であり、ＴＳが５９０ＭＰａ未満となり、強度が劣っている。
Ｎｏ.４３〜４７は特許文献１の実施例のめっき鋼板Ｎｏ．１５を模擬したものである。Ｎｏ．４３〜４７は本発明の範囲をはずれており、脆性破面率が２０％を超え、低温靱性が劣っている。一方Ｎｏ.４８は本発明の範囲であり、１１８０ＭＰａ以上のＴＳで１３％以上のＥｌを有し、穴広げ率は５０％以上、脆性破面が２０％以下、優れた引張強度、延性および低温靭性を示している。

Claims (13)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０５〜０．３０％、
    Ｓｉ：０．５〜２．５％、
    Ｍｎ：０．５〜３．５％、
    Ｐ：０．００３〜０．１００％、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０１０〜１．５％
    およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    面積率で１０〜７０％のフェライト相と、３０〜９０％の硬質第二相を含み、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する平均円相当径が２００ｎｍ以下である炭化物を有する鋼組織と、を有することを特徴とする高強度鋼板。
  2. 前記成分組成は、質量％で、
    さらにＣｒ：０．００５〜２．００％、
    Ｍｏ：０．００５〜２．００％、
    Ｖ：０．００５〜２．００％、
    Ｎｉ：０．００５〜２．００％、
    Ｃｕ：０．００５〜２．００％から選ばれる１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 前記成分組成は、質量％で、
    さらにＴｉ：０．０１〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．２０％の中から選ばれる１種または２種の元素を含有す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. 前記成分組成は、質量％で、
    さらにＢ：０．０００２〜０．０１％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 前記成分組成は、質量％で、
    さらにＳｂ：０．００１〜０．０５％、
    Ｓｎ：０．００１〜０．０５％から選ばれる１種または２種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  6. 前記硬質第二相はベイナイトと焼戻しマルテンサイトを含み、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを面積率の合計で１０〜９０％含むことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  7. 前記硬質第二相は焼入れままマルテンサイトを含み、該焼入れままマルテンサイトを面積率で１０％以下含むことを特徴とする請求項１〜６のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
  8. 前記硬質第二相は残留オーステナイトを含み、該残留オーステナイトを面積率で１０％以下含むことを特徴とする請求項１〜７のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
  9. 前記硬質第二相はパーライトを含み、該パーライトを面積率で３％以下含むことを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  10. 表面に亜鉛めっき層を有する請求項１〜９のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  11. 請求項１〜５のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度で圧延を終了した後、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し５５０℃以下で巻き取る熱延工程と、
    前記熱延工程で得た熱延鋼板の表面の酸化スケールを酸洗により除去する酸洗工程と、
    前記酸洗工程後の酸洗板に冷間圧延を施す冷延工程と、
    前記冷延工程で得た冷延鋼板を、５００℃〜Ａｃ１変態点の温度域を１０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、７５０〜９００℃の温度まで加熱し、（Ｍｓ点−１００℃）の温度までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で（Ｍｓ点−１００℃）以下の冷却停止温度まで冷却し、前記加熱及び前記冷却において７５０〜９００℃の温度域の滞留時間を１０秒以上とし、冷却停止温度が１５０℃未満の場合は、（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に平均加熱速度３０℃／s以上で、１５０℃以上３５０℃以下の温度に加熱し、１５０℃以上３５０℃以下の温度域で１０秒以上６００秒以下の時間滞留させ、冷却停止温度が１５０℃以上の場合は、（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に平均加熱速度３０℃／s以上で、１５０℃以上３５０℃以下の温度に加熱し、１５０℃以上３５０℃以下の温度域に１０秒以上６００秒以下の時間滞留させるか又は（Ｍｓ点−１００℃）以下の温度までの冷却後に１５０℃以上３５０℃以下の温度域に１０秒以上６００秒以下の時間滞留させる焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
  12. 前記焼鈍工程後に、焼鈍板を平均加熱速度が３０℃／ｓ以上の条件で、溶融亜鉛浴侵入板温まで加熱し、溶融亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程、を有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. 前記亜鉛めっき工程は、前記溶融亜鉛めっきを施した後、平均加熱速度が３０℃／ｓ以上で、５００〜５７０℃の温度域まで加熱し、この温度域の滞留時間が３０秒以下とする条件で合金化処理を施すことを特徴とする請求項１２に記載の高強度鋼板の製造方法。
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