JPWO2020121417A1 - 成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板、及び、その製造方法 - Google Patents

成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板、及び、その製造方法 Download PDF

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Abstract

成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１〜２．５００％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼板において、鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織が、体積％で、針状フェライト（３）：２０％以上、マルテンサイト（４）：１０％以上を含み、塊状フェライト：２０％以下、残留オーステナイト：２．０％以下に制限され、かつ、前記マルテンサイトが下記式（Ａ）を満たすことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。【数１】

Description

本発明は、成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板、及び、その製造方法に関する。
近年、自動車には、車体を軽量化して燃費を高め、炭酸ガスの排出量を低減するため、また、衝突時、衝突エネルギーを吸収して、搭乗者の保護・安全を確保するため、高強度鋼板が多く使用されている。しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、成形性（延性、穴拡げ性等）が低下し、複雑な形状への加工が困難になるので、強度と成形性（延性、穴拡げ性等）の両立を図ることは簡単ではなく、これまで、種々の技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、鋼板組織を、占積率で、フェライト：５〜５０％、残留オーステナイト：３％以下、残部：マルテンサイト（平均アスペクト比：１．５以上）として、強度−伸びバランス、及び、強度−伸びフランジバランスを改善する技術が開示されている。
特許文献２には、高張力溶融亜鉛めっき鋼板において、平均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライト、２０体積％以上のマルテンサイト、及び、その他の第二相からなる複合組織を形成し、耐食性と耐二次加工脆性を改善する技術が開示されている。
特許文献３及び８には、鋼板の金属組織を、フェライト（軟質組織）とベイナイト（硬質組織）の複合組織として、高強度でも高い伸びを確保する技術が開示されている。
特許文献４には、高強度鋼板において、占積率で、フェライトが５〜３０％、マルテンサイトが５０〜９５％で、フェライトの平均粒径が円相当直径で３μｍ以下、マルテンサイトの平均粒径が円相当直径で６μｍ以下の複合組織を形成して、伸び及び伸びフランジ性を改善する技術が開示されている。
特許文献５には、オーステナイトからフェライトへの変態中の相界面で、主に、粒界拡散で生じる析出現象（相間界面析出）により析出分布を制御して析出させた析出強化フェライトを主相として、強度と伸びの両立を図る技術が開示されている。
特許文献６には、鋼板組織をフェライト単相組織とし、フェライトを微細炭化物で強化して、強度と伸びを両立させる技術が開示されている。
特許文献７には、高強度薄鋼板において、フェライト相、ベイナイト相、及び、マルテンサイト相とオーステナイト粒の界面にて所要のＣ濃度を有するオーステナイト粒を５０％以上として、伸びと穴拡げ性を確保する技術が開示されている。
近年、自動車を軽量化するため、引張強度が５９０〜１４７０ＭＰａ級の高強度鋼が一部の部品で使用されているが、引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼を自動車用鋼板としてより多くの部品に使用し、更なる軽量化を達成するためには、成形性（延性、穴拡げ性等）−強度バランスを高めるだけでなく、成形性と各種特性（靱性、溶接性等）とのバランスをも、同時に高める必要がある。
特開２００４−２３８６７９号公報 特開２００４−３２３９５８号公報 特開２００６−２７４３１８号公報 特開２００８−２９７６０９号公報 特開２０１１−２２５９４１号公報 特開２０１２−０２６０３２号公報 特開２０１１−１９５９５６号公報 特開２０１３−１８１２０８号公報
本発明は、引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、成形性−強度バランスの向上に加え、成形性−各種特性（靱性、溶接性）バランスの向上が求められていることに鑑み、引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼（亜鉛めっき鋼板、亜鉛合金めっき鋼板、合金化亜鉛めっき鋼板、合金化亜鉛合金めっき鋼板を含む）において、成形性−強度−各種特性（靱性、溶接性）バランスの向上を図ることを課題とし、該課題を解決する高強度鋼板、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、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、（ｉ）素材鋼板（熱処理用鋼板）のミクロ組織をラス組織とするとともに、ミクロ組織においてＭｎ濃化組織の生成を抑制して、所要の熱処理を施せば、熱処理後の鋼板において、優れた成形性−強度−各種特性バランスを得ることができることを見いだした。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
〔１〕成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０００％、
Ｎ ：０．０１５０％以下、
Ｏ ：０．００５０％以下、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼板において、
鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織が、体積％で、
針状フェライト：２０％以上、
マルテンサイト：１０％以上
を含み、
塊状フェライト：２０％以下、
残留オーステナイト：２．０％以下
上記全組織にさらにベイナイト及びベイニティックフェライトを加えた組織以外の組織：５％以下
に制限され、
かつ、前記マルテンサイトが下記式（Ａ）を満たす
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
Figure 2020121417
ここで、ｄｉは１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織においてｉ番目に大きい島状マルテンサイトの円相当径［μｍ］であり、ａｉは１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織においてｉ番目に大きい島状マルテンサイトのアスペクト比である。
〔２〕前記成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｎｂ：０．１０％以下、
Ｖ ：１．００％以下
の１種又は２種以上を含む
ことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔３〕前記成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、さらに、質量％で、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．００％以下、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｗ ：１．００％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｓｎ：１．００％以下、
Ｓｂ：０．２０％以下
の１種又は２種以上を含む
ことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔４〕前記成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０１００％以下含むことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔５〕前記ミクロ組織のマルテンサイトが、体積％で、平均直径１．０μｍ以下の微細炭化物が析出した焼戻しマルテンサイトを全マルテンサイトに対して３０％以上含むことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔６〕前記高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有することを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔７〕前記亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層が合金化めっき層であることを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔８〕本発明に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
〔１〕から〔４〕のいずれか１つに記載の成分組成の鋼片を熱間圧延に供し、８５０℃から１０５０℃で熱間圧延を完了して熱間圧延後の鋼板とし、
前記熱間圧延後の鋼板を、８５０℃から５５０℃まで、平均冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、下記式で定義するベイナイト変態開始温度Ｂｓ点以下の温度で巻き取り、
Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃まで、下記式（１）を満たす条件で冷却して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板に圧下率１０％以下の冷間圧延を施すか、施さずにして、熱処理用鋼板を製造し、
前記熱処理用鋼板を、（Ａc1＋２５）℃からＡc3点の温度に、７００℃から最高加熱温度又は（Ａc3−２０）℃のいずれか低い温度を終点とする温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（３）を満たす条件で加熱し、最高加熱温度−１０℃から最高加熱温度の温度域に１５０秒以下保持し、
加熱保持温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を２５℃／秒以上として冷却し、
５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する下記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限して冷却することを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｂｓ点（℃）＝６１１−３３・［Ｍｎ］−１７・［Ｃｒ］
−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］−１１・［Ｓｉ］
＋３０・［Ａｌ］＋（２４・［Ｃｒ］＋１５・［Ｍｏ］
＋５５００・［Ｂ］＋２４０・［Ｎｂ］）／（８・［Ｃ］）
［元素］：元素の質量％
Figure 2020121417
 Ｂｓ：Ｂｓ点（℃）
ＷM：各元素の組成（質量％）
Δｔ(ｎ)：熱間圧延後の冷却から巻取りを経て４００℃まで冷却する間における（Ｂｓ−１０×（ｎ−１））℃から（Ｂｓ−１０×ｎ）℃までの経過時間（秒）
Figure 2020121417
 Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
ＷM：各元素種の組成（質量％）
ｆγ（ｎ）：ｎ番目の区間における平均逆変態率
Ｔ（ｎ)：ｎ番目の区間における平均温度（℃）
Figure 2020121417
Figure 2020121417
 Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
Ｂｓ：Ｂｓ点（℃）
Ｔ（ｎ）：各ステップにおける平均温度（℃）
ＷM：各元素種の組成（質量％）
〔９〕本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
〔１〕から〔４〕のいずれか１つに記載の成分組成の鋼片を熱間圧延に供し、８５０℃から１０５０℃で熱間圧延を完了して熱間圧延後の鋼板とし、
前記熱間圧延後の鋼板を、８５０℃から５５０℃まで、平均冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、下記式で定義するベイナイト変態開始温度Ｂｓ点以下の温度で巻き取り、
Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃まで、下記式（１）を満たす条件で冷却して熱延鋼板を製造し、
前記熱延鋼板に第一の冷間圧延を施すか、施さずにして、中間熱処理用鋼板を製造し、
前記中間熱処理用鋼板を、（Ａc3−２０）℃以上の温度に、７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（２）を満たす条件で加熱し、
次いで、加熱温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とし、Ｂｓ点から（Ｂｓ−８０）℃の温度域の平均冷却速度を２０℃／秒以上として冷却し、（Ｂｓ−８０）℃からＭｓ点における滞留時間を１０００秒以下とし、Ｍｓ点から（Ｍｓ−５０）℃における平均冷却速度を１００℃／秒以下に制限して冷却して中間熱処理鋼板とし、
前記冷却した中間熱処理鋼板に圧下率１０％以下の第二の冷間圧延を施すか、施さずに、熱処理用鋼板を製造し、
前記熱処理用鋼板を、（Ａc1＋２５）℃からＡc3点の温度に、７００℃から最高加熱温度又は（Ａc3−２０）℃のいずれか低い温度を終点とする温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（３）を満たす条件で加熱し、最高加熱温度−１０℃から最高加熱温度の温度域に１５０秒以下保持し、
加熱保持温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を２５℃／秒以上として冷却し、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する下記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限して冷却することを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｂｓ点（℃）＝６１１−３３・［Ｍｎ］−１７・［Ｃｒ］
−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］−１１・［Ｓｉ］
＋３０・［Ａｌ］＋（２４・［Ｃｒ］＋１５・［Ｍｏ］
＋５５００・［Ｂ］＋２４０・［Ｎｂ］）／（８・［Ｃ］）
［元素］：元素の質量％
Figure 2020121417
 Ｂｓ：Ｂｓ点（℃）
ＷM：各元素の組成（質量％）
Δｔ(ｎ)：熱間圧延後の冷却から巻取りを経て４００℃まで冷却する間における（Ｂｓ−１０×（ｎ−１））℃から（Ｂｓ−１０×ｎ）℃までの経過時間（秒）
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４［Ｃ］−３３・［Ｍｎ］
−１７・［Ｃｒ］−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］
−１１・［Ｓｉ］＋３０・［Ａｌ］
［元素］：元素の質量％
Figure 2020121417
 Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
ｆγ（ｎ）：ｎ番目の区間における平均逆変態率
Ｔ（ｎ)：ｎ番目の区間における平均温度（℃）
Figure 2020121417
 Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
ＷM：各元素種の組成（質量％）
ｆγ（ｎ）：ｎ番目の区間における平均逆変態率
Ｔ（ｎ)：ｎ番目の区間における平均温度（℃）
Figure 2020121417
Figure 2020121417
 Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
Ｂｓ：Ｂｓ点（℃）
Ｔ（ｎ）：各ステップにおける平均温度（℃）
ＷM：各元素種の組成（質量％）
〔１０〕前記第一の冷間圧延は、圧下率８０％以下であることを特徴とする本発明の熱処理用鋼板の製造方法。
〔１１〕前記第一の冷間圧延は、圧下率１０％超の冷間圧延を施すことを特徴とする本発明の熱処理用鋼板の製造方法。
〔１２〕前記熱処理用鋼板を、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する前記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限して冷却した後の鋼板を２００℃から６００℃に加熱する焼戻処理を施すことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１３〕前記焼戻処理に先立ち圧下率２．０％以下の調質圧延を施すことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１４〕本発明の製造方法において、５５０℃から３００℃での滞留中に亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１５〕本発明の製造方法において、５５０℃から３００℃で滞留させ、室温まで冷却した後、鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１６〕本発明の製造方法において、焼戻処理中に亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１７〕本発明の製造方法において、焼戻処理を行い、室温まで冷却した後、鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１８〕本発明の製造方法において、めっき浴に浸漬後、引き続き３００℃から５５０℃に滞留する間に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を４５０℃から５５０℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１９〕本発明の製造方法において、焼戻処理におけるめっき層又は亜鉛合金めっき層の加熱温度を４５０℃から５５０℃とし、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を提供することができる。
一般的な高強度鋼板の組織構造を示す模式図。 本発明の高強度鋼板の組織構造を示す模式図。
本発明の靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造するには、以下の熱処理用鋼板（以下「鋼板ａ」ということがある。）を製造し、この熱処理用鋼板を熱処理すると好ましい。この熱処理用鋼板は、成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０００％、
Ｎ ：０．０１５０％以下、
Ｏ ：０．００５０％以下、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、
鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織が、体積％で、
マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの１種又は２種以上からなるラス組織：８０％以上、
Ｍｎを（鋼板のＭｎ％）×１．５０以上含有するＭｎ濃化組織：２．０％以下、
粗大塊状残留オーステナイト：２．０％以下、
を含む。
本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板（以下「本発明鋼板Ａ」ということがある。）は、成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０〜２．０００％、
Ｎ ：０．００１５％以下、
Ｏ ：０．００５０％以下、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、
鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織が、体積％で、
針状フェライト：２０％以上、
マルテンサイト：１０％以上を含み、
塊状フェライト：２０％以下、
残留オーステナイト：２．０％以下、
上記全組織にさらにベイナイト及びベイニティックフェライトを加えた組織以外の組織：５％以下
にそれぞれ制限され、
かつ、前記マルテンサイトが下記式（Ａ）を満たす
ことを特徴とする。
Figure 2020121417
 ここで、ｄｉは１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織においてｉ番目に大きい島状マルテンサイトの円相当径［μｍ］であり、ａｉは１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織においてｉ番目に大きい島状マルテンサイトのアスペクト比である。
本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板（以下「本発明鋼板A1」ということがある。）は、
本発明鋼板Ａの片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有する
ことを特徴とする。
本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板（以下「本発明鋼板A2」ということがある。）は、
本発明鋼板A1の亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層が合金化めっき層である
ことを特徴とする。
上記の熱処理用鋼板（鋼板ａ）の製造方法（以下「製造方法a1」ということがある。）は、
上記鋼板ａの成分組成の鋼片を熱間圧延に供し、８５０℃から１０５０℃で熱間圧延を完了して熱間圧延後の鋼板とし、
熱間圧延後の鋼板を、８５０℃から５５０℃まで、下記式で定義するベイナイト変態開始温度：Ｂｓ点以下の温度で巻き取り、
Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０℃）まで、下記式（１）を満たす条件で冷却して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板に圧下率１０％以下の冷間圧延を施すか、施さずにして、製造できる。
Ｂｓ点（℃）＝６１１−３３・［Ｍｎ］−１７・［Ｃｒ］
−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］−１１・［Ｓｉ］
＋３０・［Ａｌ］＋（２４・［Ｃｒ］＋１５・［Ｍｏ］
＋５５００・［Ｂ］＋２４０・［Ｎｂ］）／（８・［Ｃ］）
［元素］：元素の質量％
Figure 2020121417
 上記式（１）において、Ｂｓは、Ｂｓ点（℃）、ＷMは、各元素種の組成（質量％）、Δｔ(ｎ)は、熱間圧延後の冷却から巻取りを経て４００℃まで冷却する間における（Ｂｓ−１０×（ｎ−１））℃から（Ｂｓ−１０×ｎ）℃までの経過時間（秒）である。
また、上記の熱処理用鋼板（鋼板ａ）は、製造方法a1の工程により製造された熱延鋼板を熱延鋼板となして、以下の製造方法（以下「製造方法a2」ということがある。）によっても製造することができる。
すなわち、製造方法a1の工程により熱延鋼板を製造し、熱延鋼板に第一の冷間圧延を施すか、施さずにして、中間熱処理用鋼板を製造し、
上記鋼板ａの成分組成の中間熱処理用鋼板を、（Ａc3−２０）℃以上の温度に、７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（２）を満たす条件で加熱し、次いで、
加熱温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とし、Ｂｓ点から（Ｂｓ−８０）℃の温度域の平均冷却速度を２０℃／秒以上として冷却し、（Ｂｓ−８０）℃からＭｓ点における滞留時間を１０００秒以下とし、Ｍｓ点から（Ｍｓ−５０）℃における平均冷却速度を１００℃／秒以下に制限して冷却し、
前記冷却した中間熱処理鋼板に圧下率１０％以下の第二の冷間圧延を施すか、第二の冷間圧延を施さない
ことを特徴とする。
Ｂｓ点（℃）＝６１１−３３・［Ｍｎ］−１７・［Ｃｒ］
−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］−１１・［Ｓｉ］
＋３０・［Ａｌ］＋（２４・［Ｃｒ］＋１５・［Ｍｏ］
＋５５００・［Ｂ］＋２４０・［Ｎｂ］）／（８・［Ｃ］）
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４［Ｃ］−３３・［Ｍｎ］
−１７・［Ｃｒ］−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］
−１１・［Ｓｉ］＋３０・［Ａｌ］
［元素］：元素の質量％
Figure 2020121417
 上記式（２）は、加熱工程における７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域における経過時間を１０分割して計算する式である。Δｔは、経過時間の１０分の１（秒）、ｆγ（ｎ）は、ｎ番目の区間における平均逆変態率、Ｔ（ｎ)は、ｎ番目の区間における平均温度（℃）である。
本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法Ａ」ということがある。）は、本発明鋼板Ａを製造する製造方法であって、
鋼板ａ（熱処理用鋼板）を、（Ａc1＋２５）℃からＡc3点の温度に、７００℃から最高加熱温度又は（Ａc3−２０）℃のいずれか低い温度を終点とする温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（３）を満たす条件で加熱し、最高加熱温度−１０℃から最高加熱温度の温度域に１５０秒以下保持し、
加熱保持温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を２５℃／秒以上として冷却し、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する下記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限する
ことを特徴とする。
Figure 2020121417
 上記式（３）は、加熱工程における７００℃から最高加熱温度または（Ａc3−２０）℃のいずれか低い温度を終点とする温度域における経過時間を１０分割して計算する式である。Δｔは、経過時間の１０分の１（秒）、ＷMは、各元素種の組成（質量％）、ｆγ（ｎ）は、ｎ番目の区間における平均逆変態率、Ｔ（ｎ)は、ｎ番目の区間における平均温度（℃）である。
Figure 2020121417
Figure 2020121417
上記式（４）及び式（５）は、５５０℃またはＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する式である。Δｔは、経過時間の１０分の１（秒）、Ｂｓは、Ｂｓ点（℃）、Ｔ（ｎ）は、各ステップにおける平均温度（℃）、ＷMは、各元素種の組成（質量％）である。
本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法A1a」ということがある。）は、本発明鋼板A1を製造する製造方法であって、
本発明製造方法Ａで製造した成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、該高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法A1b」ということがある。）は、本発明鋼板A1を製造する製造方法であって、
本発明製造方法Ａで製造した成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法A2」ということがある。）は、本発明鋼板A2を製造する製造方法であって、
本発明鋼板A1の亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を４５０℃から５５０℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
ことを特徴とする。
以下、鋼板ａとその製造方法（製造方法a1、a2）、及び、本発明鋼板Ａ、A1、及び、A2と、それらの製造方法（本発明製造方法Ａ、A1a、A1b、及び、A2）について、順次説明する。
最初に、鋼板ａ及び本発明鋼板Ａ、A1、A2（以下「本発明鋼板」と総称することがある。）の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は、質量％を意味する。
＜成分組成＞
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、強度と成形性の向上に寄与する元素である。Ｃが０．０５％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｃは０．０５％以上とする。好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｃが０．３０％を超えると、溶接性が低下するので、Ｃは０．３０％以下とする。良好なスポット溶接性を確保する点で、０．２５％以下が好ましく、０．２０％以下がより好ましい。
Ｓｉ：２．５０％以下
Ｓｉは、鉄系炭化物を微細化し、強度と成形性の向上に寄与する元素であるが、鋼を脆化する元素でもある。Ｓｉが２．５０％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、また、溶接性が低下するので、Ｓｉは２．５０％以下とする。耐衝撃性を確保する点で、２．２０％以下が好ましく、２．００％以下がより好ましい。
下限は０％を含むが、０．０１％未満に低減すると、ベイナイト変態時、粗大な鉄系炭化物が生成し、強度及び成形性が低下するので、Ｓｉは０．００５％以上が好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。
Ｍｎ：０．５０〜３．５０％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎが０．５０％未満であると、熱処理の冷却過程で軟質な組織が生成して、所要の強度を確保することが難しくなるので、Ｍｎは０．５０％以上とする。好ましくは０．８０％以上、より好ましくは１．００％以上である。
一方、Ｍｎが５．００％を超えると、鋳造スラブの中央部にＭｎが濃化して、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、また、鋼板のミクロ組織のＭｎ濃化組織が生成し、機械特性が低下するので、Ｍｎは５．００％以下とする。良好な機械特性とスポット溶接性を確保する点で、３．５０％以下が好ましく、３．００％以下がより好ましい。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、鋼を脆化し、また、スポット溶接で生じる溶融部を脆化する元素である。Ｐが０．１００％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなるので、Ｐは０．１００％以下とする。スポット溶接部の強度を確保する点で、０．０４０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。
下限は０％を含むが、Ｐを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を疎外する元素である。Ｓが０．０１００％を超えると、成形性が著しく低下するので、Ｓは０．０１０％以下とする。また、Ｓは、スポット溶接部の強度を下げるので、良好なスポット溶接性を確保する点で、０．００７％以下が好ましく、０．００５％以下がより好ましい。
下限は０％を含むが、０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
Ａｌ：０．００１〜２．０００％
Ａｌは、脱酸材として機能するが、一方で、鋼を脆化し、また、スポット溶接性を阻害する元素でもある。Ａｌが０．００１％未満であると、脱酸効果が十分に得られないので、Ａｌは０．００１％以上とする。好ましくは０．１００％以上、よりが好ましくは０．２００％以上である。
一方、Ａｌが２．０００％を超えると、粗大な酸化物が生成し、鋳造スラブが割れ易くなるので、Ａｌは２．０００％以下とする。良好なスポット溶接性を確保する点で、１．５００％以下が好ましい。
Ｎ：０．０１５０％以下
Ｎは、窒化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素であり、また、溶接時、ブローホール発生の原因になり、溶接性を阻害する元素である。Ｎが０．０１５０％を超えると、成形性と溶接性が低下するので、Ｎは０．０１５０％以下とする。好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
下限は０％を含むが、Ｎを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
Ｏ：０．００５０％以下
Ｏは、酸化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素である。Ｏが０．００５０％を超えると、成形性が著しく低下するので、Ｏは０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
下限は０％を含むが、Ｏを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
鋼板ａ及び本発明鋼板の成分組成は、上記元素の他、特性向上のため、以下の元素を含んでもよい。
Ｔｉ：０．３０％以下
Ｔｉは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉが０．３０％を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するので、Ｔｉは０．３０％以下が好ましい。より好ましくは０．１５０％以下である。
下限は０％を含むが、Ｔｉの強度向上効果を十分に得るには、０．００１％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂが０．１０％を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するので、Ｎｂは０．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．０６％以下である。
下限は０％を含むが、Ｎｂの強度向上効果を十分に得るには、０．００１％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましい。
Ｖ：１．００％以下
Ｖは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｖが１．００％を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するので、Ｖは１．００％以下が好まし。より好ましくは０．５０％以下である。
下限は０％を含むが、Ｖの強度向上効果を十分に得るには、０．００１％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
Ｃｒ：２．００％以下
Ｃｒは、焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｃｒが２．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｃｒは２．００％以下が好ましい。より好ましくは１．２０％以下である。
下限は０％を含むが、Ｃｒの強度向上効果を十分に得るには、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
Ｎｉ：２．００％
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｎｉが２．００％を超えると、溶接性が低下するので、Ｎｉは２．００％以下が好ましい。より好ましくは１．２０％以下である。
下限は０％を含むが、Ｎｉの強度向上効果を十分に得るには、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
Ｃｕ：２．００％以下
Ｃｕは、微細な粒子で鋼中に存在し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｃｕが２．００％を超えると、溶接性が低下するので、Ｃｕは２．００％以下が好ましい。より好ましくは１．２０％以下である。
下限は０％を含むが、Ｃｕの強度向上効果を十分に得るには、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｍｏが１．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｍｏは１．００％以下が好ましい。より好ましくは０．５０％以下である。
下限は０％を含むが、Ｍｏの強度向上効果を十分に得るたには、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
Ｗ：１．００％以下
Ｗは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｗが１．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｗは１．００％以下が好ましい。より好ましくは０．７０％以下である。
下限は０％を含むが、Ｗの強度向上効果を十分に得るには、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｂが０．０１００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｂは０．０１００％以下が好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。
下限は０％を含むが、Ｂの強度向上効果を十分に得るには、０．０００１％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましい。
Ｓｎ：１．００％以下
Ｓｎは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｓｎが１．００％を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Ｓｎは１．００％以下が好ましい。より好ましくは０．５０％以下である。
下限は０％を含むが、Ｓｎの添加効果を十分に得るには、０．００１％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
Ｓｂ：０．２０％以下
Ｓｂは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｓｂが０．２０％を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Ｓｂは０．２０％以下がこのましい。より好ましくは０．１０％以下である。
下限は０％を含むが、Ｓｂの添加効果を十分に得るには、０．００１％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましい。
鋼板ａ及び本発明鋼板の成分組成は、必要に応じて、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含んでもよい。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上は、合計で０．０１００％以下である。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭは、成形性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計が０．０１００％を超えると、延性が低下する恐れがあるので、上記元素は、合計で０．０１００％以下が好ましい。より好ましくは０．００７０％以下である。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計の下限は０％を含むが、成形性向上効果を十分に得るには、合計で０．０００１％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
なお、ＲＥＭ（Rare Earth Metal）は、ランタノイド系列に属する元素を意味する。ＲＥＭやＣｅは、多くの場合、ミッシュメタルの形態で添加するが、Ｌａ、Ｃｅの他に、ランタノイド系列の元素を不可避的に含有していてもよい。
鋼板ａ及び本発明鋼板の成分組成において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素である。また、不純物として、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂを、合計で０．０１０％以下含んでもよい。
次に、鋼板ａ及び本発明鋼板のミクロ組織について説明する。
＜一般的な高強度鋼板の組織構造と本発明鋼板Ａの組織構造の相違＞
一般的な高強度鋼板は、鋳造後の鋼板が熱間圧延工程の冷却過程およびその後の熱処理においてＭｎの偏析が進む。
その組織構造は、図１に示すように、塊状フェライト１中にＭｎ偏析によって生じた粗大塊状のマルテンサイト２が生じた状態となり、十分な成形性を確保できない。このため、一般的な高強度鋼板では、組織中の残留するオーステナイトを利用することにより、成形性を向上している。
これに対して、本発明鋼板Ａは、熱間圧延工程における冷却過程、冷間圧延工程における熱処理過程、熱処理工程における昇温過程を制御することにより、一般的な高強度鋼板とは異なる組織を、Ｍｎ偏析部を生じさせず、形成する点が異なる。
その組織構造は、図２に示すように、針状フェライト３の組織を生成させ、その間にこれと同方向に伸長させたマルテンサイト領域４を生成させた組織であり、Ｍｎ偏析に由来する粗大塊状のマルテンサイトは少ない。これにより、粗大硬質組織の生成を防止し、残留オーステナイトを使用することなく、成形性および強度のバランスを確保している。
＜ミクロ組織を規定する領域＞
鋼板表面から１／４ｔ（ｔ：板厚）を中心とする、１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織は、鋼板全体のミクロ組織を代表するものであり、鋼板全体の機械特性（成形性、強度、延性、靱性、穴拡げ性等）と対応する。本発明鋼板Ａ、A1、及び、A2（以下「本発明鋼板Ａ」と総称する。）においては、鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織を規定する。
そして、本発明鋼板Ａにおいて、鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織を、熱処理によって、所要のミクロ組織とするため、本発明鋼板Ａの材料である鋼板ａにおいて、同じく、鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織を規定する。
まず、鋼板ａの、鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織（以下「ミクロ組織ａ」ということがある。）について説明する。ミクロ組織に係る％は、体積％を意味する。
＜ミクロ組織ａ＞
マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの１種又は２種以上からなるラス組織：８０％以上
ミクロ組織ａは、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの１種又は２種以上からなるラス組織を８０％以上含む組織とする。このラス組織が８０％未満であると、鋼板ａに所要の熱処理を施しても、本発明鋼板Ａにおいて、所要のミクロ組織を得ることができず、成形性−強度バランスに優れた機械特性を得ることができないので、上記ラス組織は８０％以上とする。好ましくは９０％以上であり、１００％でも構わない。
ラス組織の分率は、本発明鋼板Ａ及び鋼板ａから、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面とする試験片を採取し、試験片の観察面を研磨した後、鏡面に研磨し、板厚の表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域において、１以上の視野にて、合計で２．０×１０-8ｍ2以上の面積を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）を用いた後方電子線回折解析（ＥＢＳＤ：Electron Back Scattering diffraction）により面積分率を求めることで得られる。
これはラス組織が内部に有する方位差によるものであり、具体的には、測定ステップを０．２μｍとし、ＫＡＭ法（Kernel Average Misorientation）によって各測定点周辺における局所方位差をマップ化し、１５×１５に切ったメッシュを用いてポイントカウンティング法によって面積を求める。
また、ＥＢＳＤによる解析では各測定点の結晶構造を得ることができるため、残留オーステナイトの分布および形態の評価もＦＥ−ＳＥＭを用いたＥＢＳＤ解析法によって行う。
具体的には、本発明鋼板Ａ及び鋼板ａから、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面とする試験片を採取し、試験片の観察面を研磨した後、電解研磨によってひずみ影響層を除去し、板厚の表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域において、１以上の視野にて、合計で２．０×１０-8ｍ2以上の面積を測定ステップ０．２μｍとしてＥＢＳＤ解析を行う。
測定後のデータから残留オーステナイトマップを作成し、円相当径が２．０μｍ超かつアスペクト比が２．５未満の残留オーステナイトを抽出して面積分率を求める。
ミクロ組織ａがラス組織であると、熱処理により、ラス境界に、同じ結晶方位のフェライトに囲まれた微細なオーステナイトが生成し、ラス境界に沿って成長する。熱処理中にラス境界に沿って成長した、一方向に伸長したオーステナイトは、熱処理後に一方向に伸長したマルテンサイトとなり、加工硬化に大きく寄与する。
鋼板ａのラス組織は、熱延条件を適切に調整して形成する。ラス組織の形成については後述する。
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの個々の体積％は、鋼板の成分組成、熱延条件、冷却条件で変動するので、特に限定しないが、好ましい体積％について説明する。
マルテンサイトは、後述する熱処理用鋼板の熱処理により焼戻しマルテンサイトとなり、熱処理前に形成された既存の焼戻しマルテンサイトと相俟って、本発明鋼板Ａの成形性−強度バランスの向上に寄与する。一方、ラスマルテンサイトは非常に微細なため、マルテンサイトが増えると一方向に伸長したマルテンサイトがフェライト粒界に存在する割合が増え、成形性が却って劣化する場合がある。このため、ラス組織中のマルテンサイトの体積％は８０％以下が好ましく、５０％以下がより好ましい。
焼戻しマルテンサイトは、本発明鋼板Ａの成形性−強度バランスの向上に大きく寄与する組織であるが、焼戻マルテンサイト中に粗大な炭化物が生成し、その後の熱処理中に等方的なオーステナイトとなる場合がある。このため、ラス組織中の焼戻マルテンサイトの体積％は８０％以下が好ましい。
ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトは、成形性−強度バランスが優れた組織であるが、ベイナイト中に粗大な炭化物が生成し、その後の熱処理中に等方的なオーステナイトとなる場合がある。このため、ラス組織中のベイナイトの体積分率は５０％以下が好ましく、２０％以下が更に好ましい。
ミクロ組織ａにおいて、その他組織（パーライト、セメンタイト、塊状フェライト、残留オーステナイト等）は２０％未満とする。
塊状フェライトは、結晶粒内にオーステナイトの核生成サイトを有しないので、熱処理後のミクロ組織において、オーステナイトを含まないフェライトとなり、強度の向上に寄与しない。
また、塊状フェライトは、母相オーステナイトと特定の結晶方位関係を有しない場合があり、塊状フェライトが増えると、熱処理中に塊状フェライトと母相オーステナイトの境界に、母相オーステナイトと結晶方位が大きく異なるオーステナイトが生成することがある。フェライトの周辺に新たに生成した、結晶方位が異なるオーステナイトは等方的に成長するので、機械特性の向上に寄与しない。
鋼板ａにおける残留オーステナイトは、熱処理時に一部が等方化するため、機械特性の向上に寄与しない。また、パーライトとセメンタイトは、熱処理中にオーステナイトに変態し、等方的に成長するので、機械特性の向上に寄与しない。それ故、その他組織（パーライト、セメンタイト、塊状フェライト、残留オーステナイト等）は２０％未満とする。好ましくは１０％未満である。
特に、粗大で等方的な残留オーステナイトは、当該熱処理用鋼板の熱処理において、加熱によって成長し、粗大で等方的なオーステナイトとなり、その後の冷却において粗大で等方的な島状マルテンサイトとなるため、靭性が劣化する。
このため、円相当径が２．０μｍ超、かつ、長軸と短軸の比であるアスペクト比が２．５未満の粗大塊状残留オーステナイトの体積分率は２．０％以下に制限する。当該残留オーステナイトは少ないほどよく、１．５％以下とすることが好ましく、１．０％以下とすることが更に好ましく、０．０％でも構わない。
Ｍｎを（鋼板ａのＭｎ％）×１．５０以上含有するＭｎ濃化組織：２．０％以下
ミクロ組織においてＭｎが濃化した領域は、その部位がラス組織であっても、熱処理用鋼板の熱処理において加熱中に優先的にオーステナイトに逆変態し、その後の冷却において変態が進行しづらいため、残留オーステナイトが生成しやすい。Ｍｎが（鋼板ａのＭｎ％）×１．５０未満であると、残留オーステナイトは生成し難いので、Ｍｎ濃化の基準を（鋼板ａのＭｎ％）×１．５０とする。
ミクロ組織ａにおいて、Ｍｎを（鋼板ａのＭｎ％）×１．５０以上含有するＭｎ濃化組織が２．０％を超えると、本発明鋼板Ａのミクロ組織において、残留オーステナイトの体積％が２．０％を超えるので、ミクロ組織ａにおけるＭｎ濃化組織は２．０％以下に抑制する。好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．０％以下である。
次に、鋼板ａを熱処理して得られる本発明鋼板Ａの、鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織（以下「ミクロ組織Ａ」ということがある。）について説明する。ミクロ組織に係る％は、体積％を意味する。
＜ミクロ組織Ａ＞
ミクロ組織Ａは、針状フェライト及びマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）を主体とし、塊状フェライトを２０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトを２．０％以下（０％を含む）に制限した組織である。
針状フェライト：２０％以上
ミクロ組織ａ（マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの１種又は２種以上：８０％以上）のラス組織に、所要の加熱処理を施すと、ラス状のフェライトが合体し針状となり、その結晶粒界に、一方向に伸長したオーステナイト粒が生成する。
さらに、所定の条件で冷却処理を施すと、一方向に伸長したオーステナイトは一方向に伸長したマルテンサイト領域となり、ミクロ組織Ａの成形性−強度バランスが向上する。
針状フェライトの体積分率が２０％未満では、十分な効果が得られず、等方的なマルテンサイト領域が著しく増加し、ミクロ組織Ａの成形性−強度バランスが劣化するので、針状フェライトの体積分率は２０％以上とする。成形性−強度バランスを特に高めるには、針状フェライトの体積分率を３０％以上とすることが好ましい。
一方、針状フェライトの体積分率が９０％を超えると、マルテンサイトの体積分率が減少し、後述のようにマルテンサイトの体積分率を１０％以上とすることができず、強度が大きく低下するので、針状フェライトの体積分率は９０％以下である。高強度化のためには、針状フェライトの体積分率を減らし、マルテンサイトの体積分率を高めることが好ましく、この観点から、針状フェライトの分率は７５％以下が好ましい。より好ましくは６０％以下である。
マルテンサイト：１０％以上
マルテンサイトは、鋼板強度を高める組織である。マルテンサイトが１０％未満であると、成形性−強度バランスにおいて、所要の鋼板強度を確保できないので、マルテンサイトは１０％以上とする。好ましくは２０％以上である。
一方、マルテンサイトの体積分率が８０％を超えると、上述のように針状フェライトの分率を２０％以上とすることができず、その拘束が弱まってマルテンサイト領域の形態が等方的になるので、マルテンサイトの体積分率は８０％以下とする。形性−強度バランスを特に高めるには、針状フェライトの体積分率を５０％以下に制限することがより好ましい。より好ましくは３５％以下である。
マルテンサイトに占める微細炭化物が析出した焼戻しマルテンサイト：３０％以上
マルテンサイトが、微細炭化物を含む焼戻しマルテンサイトである場合、マルテンサイトの耐破壊特性は大きく高まり、さらに、十分な強度を併せ持つので、成形性−強度バランスが向上する。この効果を得るため、微細炭化物を含む焼戻しマルテンサイトがマルテンサイトに占める割合を３０％以上とすることが好ましい。この焼戻しマルテンサイトの割合は大きいほど好ましく、５０％以上がさらに好ましく、１００％でも構わない。
一方、過度に焼戻しを進め、マルテンサイト中の炭化物の平均直径が１．０μｍを超えると、炭化物が破壊の伝播経路として働き、かえって耐破壊特性が劣化する。
炭化物の平均直径が１．０μｍ以下であれば耐破壊靱性は劣化せず、本発明の効果が発揮される。炭化物が大きく成ると強度が低下するため、強度と靱性を両立するには炭化物の平均直径は０．５μｍ以下であるのが好ましい。炭化物がなくても本発明の効果は得られるが、靱性の観点からはマルテンサイト中に微小な炭化物が含まれているのが好ましい。
上記マルテンサイトは、鋼板ａを所定の条件で加熱し、ラス状組織から一方向に伸長したオーステナイトを生成させ、その後に所定の条件で冷却して当該オーステナイトをマルテンサイト変態させることで得られるものであり、針状のフェライトにより分断され、一方向に伸長した島状組織となる。一方向に伸長していることから、ひずみの集中が緩やかとなり、局所的な破壊が起こりづらくなることで、成形性が改善する。
一方、粗大かつ等方的な島状マルテンサイトは、ひずみを加えることで容易に割れるため、その密度が大きいと衝撃時の脆性破壊が発生しやすくなり、延性脆性遷移温度が大きく上昇し、靱性が劣化する。
靱性の劣化を避けるため、島状マルテンサイトのサイズおよび形態は次の式（Ａ）を満たす必要がある。
Figure 2020121417
 ここで、ｄｉは１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織においてｉ番目に大きい島状マルテンサイトの円相当径［μｍ］であり、ａｉは１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織においてｉ番目に大きい島状マルテンサイトのアスペクト比である。この式は破壊の発生および伝播の初期段階において、割れが優先的に発生する島状マルテンサイトについて、その局所的な破壊の発生と互いの割れの連結リスクを評価するものである。初期に割れが発生するのは粗大な島状マルテンサイトに限られることから、そのリスクは相対的に大きな島状マルテンサイトのみについて評価すればよい。具体的には、本発明におけるミクロ組織の観察において、５番目に大きい島状マルテンサイトまで、リスクを評価すればよい。
島状マルテンサイトの大きさが大きいほど、また、アスペクト比が小さい、すなわち、等軸であるほど左項の値は大きくなり、靱性が劣化し、１０．０を超えると所定の特性が発揮されない。
また、粗大な島状マルテンサイトの密度が増えると、２番目以降の島状マルテンサイトのサイズが大きくなり、式（Ａ）の左辺の値が上昇するため、脆性破壊が発生しやすくなる。
式（Ａ）の値が小さいほど、局所的な割れの発生および連結は起こりづらくなるため、延性脆性遷移温度は低下し、靱性が改善するため、好ましい。式（Ａ）の左辺は７．５以下が好ましく、５．０以下がより好ましい。
また、１番目に大きい島状マルテンサイトの円相当径が１．０μｍ以下である場合、すべてのｄｉが１．０以下となり、かつ、アスペクト比であるａｉは必ず１．０以上であることから、式（Ａ）の左辺は必ず５．０以下となるため、１番目に大きい島状マルテンサイトの円相当径が１．０μｍ以下である場合は式（Ａ）の評価は省略しても構わない。
塊状フェライト：２０％以下
塊状フェライトは針状フェライトと競合する組織である。塊状フェライトが増えるほど針状フェライトが減少するので、塊状フェライトの体積分率は２０％以下に制限する。塊状フェライトの体積分率は少ない方が好ましく、０％でも構わない。
残留オーステナイト：２．０％以下
残留オーステナイトは、衝撃を受けると極めて硬質なマルテンサイトに変態し、脆性破壊の伝播経路として強く働く。残留オーステナイトが２．０％を超えると、脆性破壊時の吸収エネルギーが著しく低下し、破壊の進展を十分に抑えることができず、靭性が大きく劣化するので、残留オーステナイトは２．０％以下とする。この点が、ミクロ組織Ａの特徴である。残留オーステナイトの体積％は、好ましくは１．６％以下、より好ましくは１．２％以下であり、０．０％でも構わない。
残部：不可避的生成相
ミクロ組織Ａの残部は、ベイナイト、ベイニティックフェライト及び／又は不可避的生成相である。ベイナイト及びベイニティックフェライトは、強度と成形性のバランスに優れた組織であり、針状フェライトとマルテンサイトが十分な量確保されている範囲において、ミクロ組織に含まれていても構わない。
ベイナイトとベイニティックフェライトの体積分率の合計が６０％を超えると、針状フェライト及び／又はマルテンサイトの分率が十分に得られない場合があるので、ベイナイトとベイニティックフェライトの体積分率の合計は６０％以下が好ましい。
ミクロ組織Ａの残部組織における不可避的生成相は、パーライト、セメンタイト等である。パーライト及び／又はセメンタイトの量が多くなると、延性が低下し、成形性−強度バランスが低下するので、上記全組織以外の組織（パーライト及び／又はセメンタイト等）の体積分率は５％以下が好ましい。
ミクロ組織Ａを、上記形態のフェライトを主体とし、マルテンサイトが１０％以上、残留オーステナイトが２％以下の組織とすることにより、優れた靭性と、優れた成形性−強度バランスを確保することができる。それ故、ミクロ組織Ａの延性−脆性遷移温度は−４０℃以下に達し、かつ、延性−脆性遷移後の吸収エネルギーが、延性−脆性遷移前の吸収エネルギー×０．１５以上となる。
上記成分組成において、ミクロ組織Ａを有する本発明鋼板Ａのスポット溶接部においては、十字継手強度が、引張剪断強度×０．２５以上を達成することができる。これは、溶接点の熱影響部において、ミクロ組織の形態が針状フェライトおよびマルテンサイト領域の形態を引き継ぐため、熱影響部の耐破壊特性が向上したためと推定している。
ここで、組織の体積分率（体積％）の決定方法について説明する。
本発明鋼板Ａ及び熱処理用鋼板（鋼板ａ）から、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面とする試験片を採取する。試験片の観察面を研磨した後、ナイタールエッチングし、板厚の表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域において、１以上の視野にて、合計で２．０×１０-9ｍ2以上の面積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、各組織の面積分率（面積％）を解析する。
経験的に、面積分率（面積％）≒体積分率（体積％）であることが解っているので、面積分率を以て体積分率とする。なお、ミクロ組織Ａにおける針状フェライトとは、ＦＥ−ＳＥＭにおける観察において、結晶粒の長径と短径の比であるアスペクト比が３．０以上であるフェライトを指す。また、塊状フェライトとは、同様にアスペクト比が３．０未満のフェライトを指す。
本発明鋼板Ａのミクロ組織中の残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法によって解析する。上記試験片の板厚の表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域において、鋼板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってＦＣＣ鉄の面積分率を解析する。その面積分率を以て残留オーステナイトの体積分率とする。
焼戻マルテンサイトに含まれる炭化物の直径はＦＥ−ＳＥＭによる組織分率の測定と同じ視野において行う。１以上の視野において、合計で１．０×１０−１０ｍ２以上の面積の焼戻マルテンサイトを倍率２０，０００倍で観察し、任意の３０個の炭化物において円相当径を測定し、その単純平均をもって当該材における焼戻マルテンサイト中の炭化物の平均直径とみなす。
なお、倍率２０，０００倍では検知し得ない微細な炭化物は、当該炭化物が脆性破壊の伝播経路としては働かないことから、平均直径の導出においては無視する。具体的には、円相当径で０．１μｍに満たないと判断される炭化物は炭化物の平均直径を求める際には無視する。
本発明鋼板Ａは、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有する鋼板（本発明鋼板A1）でもよく、また、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施した合金化めっき層を有する鋼板（本発明鋼板A2）でもよい。以下、説明する。
亜鉛めっき層及び亜鉛合金めっき層
本発明鋼板Ａの片面又は両面に形成するめっき層は、亜鉛めっき層、又は、亜鉛を主成分とする亜鉛合金めっき層が好ましい。亜鉛合金めっき層は、合金成分として、Ｎｉを含むものが好ましい。
亜鉛めっき層及び亜鉛合金めっき層は、溶融めっき法又は電気めっき法で形成する。亜鉛めっき層のＡｌ量が増加すると、鋼板表面と亜鉛めっき層の密着性が低下するので、亜鉛めっき層のＡｌ量は０．５質量％以下が好ましい。亜鉛めっき層が、溶融亜鉛めっき層の場合、鋼板表面と亜鉛めっき層の密着性を高めるため、溶融亜鉛めっき層のＦｅ量は３．０質量％以下が好ましい。
亜鉛めっき層が、電気亜鉛めっき層の場合、めっき層のＦｅ量は、耐食性の向上の点で、０．５質量％以下が好ましい。
亜鉛めっき層及び亜鉛合金めっき層は、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を、耐食性や成形性を阻害しない範囲で、含有してもよい。特に、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｇは、耐食性の向上に有効である。
合金化めっき層
亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施して、鋼板表面に、合金化めっき層を形成する。溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す場合、鋼板表面と合金化めっき層の密着性の向上の点で、溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層のＦｅ量を７．０〜１３．０質量％とすることが好ましい。
本発明鋼板Ａの板厚は、特に、特定の板厚範囲に限定されないが、汎用性や製造性を考慮すると、０．４〜５．０ｍｍが好ましい。板厚が０．４ｍｍ未満であると、鋼板形状を平坦に維持することが難しくなり、寸法・形状精度が低下するので、板厚は０．４ｍｍ以上が好ましい。より好ましくは０．８ｍｍ以上である。
一方、板厚が５．０ｍｍを超えると、製造過程で、加熱条件及び冷却条件の制御が困難となり、板厚方向において均質なミクロ組織が得られない場合があるので、板厚は５．０ｍｍ以下が好ましい。より好ましくは４．５ｍｍ以下である。
次に、鋼板ａの製造方法a1とa2、及び、本発明製造方法Ａ、A1a、A1b、及び、A2について説明する。
最初に、本発明鋼板Ａの材料となる熱処理用鋼板（鋼板ａ）の製造方法a1及び製造方法a2について説明する。
製造方法a1は、
鋼板ａの成分組成の鋼片を熱間圧延に供し、８５０℃から１０５０℃で熱間圧延を完了して熱間圧延後の鋼板とし、
熱間圧延後の鋼板を、８５０℃から５５０℃までの間を、平均冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、下記式で定義するベイナイト変態開始点：Ｂｓ点以下の温度で巻き取り、
Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０℃）まで、下記式（１）を満たす条件で冷却して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板に圧下率１０％以下の冷間圧延を施すか、施さずにして、熱処理用鋼板を製造するものである。
Ｂｓ点（℃）＝６１１−３３・［Ｍｎ］−１７・［Ｃｒ］
−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］−１１・［Ｓｉ］
＋３０・［Ａｌ］＋（２４・［Ｃｒ］＋１５・［Ｍｏ］
＋５５００・［Ｂ］＋２４０・［Ｎｂ］）／（８・［Ｃ］）
［元素］：元素の質量％
Figure 2020121417
 上記式（１）において、Ｂｓは、Ｂｓ点（℃）、ＷMは、各元素種の成分組成（質量％）、Δｔ(ｎ)は、熱間圧延後の冷却から巻取りを経て４００℃まで冷却する間における（Ｂｓ−１０×（ｎ−１））℃から（Ｂｓ−１０×ｎ）℃までの経過時間（秒）である。
製造方法ａ2は、上記製造方法a1の熱延鋼板製造工程と同様の工程により製造された熱延鋼板に、第一の冷間圧延を施すか、施さずにして、中間熱処理用鋼板を製造し、
鋼板ａの成分組成の中間熱処理用鋼板を、（Ａc3−２０）℃以上の温度に、７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（２）を満たす平均加熱速度で加熱し、次いで、
加熱温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却し、Ｂｓ点から（Ｂｓ−８０）℃の温度域の平均冷却速度を２０℃／秒以上として冷却し、（Ｂｓ−８０）℃からＭｓ点における滞留時間を１０００秒以下とし、Ｍｓ点から（Ｍｓ−５０）℃における平均冷却速度を１００℃／秒以下に制限して冷却し（以下「中間熱処理」ともいう。）、冷却した中間熱処理鋼板に圧下率１０％以下の第二の冷間圧延を施すか、第二の冷間圧延を施さずにして、熱処理用鋼板を製造するものである。
Ｂｓ点（℃）＝６１１−３３・［Ｍｎ］−１７・［Ｃｒ］
−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］−１１・［Ｓｉ］
＋３０・［Ａｌ］＋（２４・［Ｃｒ］＋１５・［Ｍｏ］
＋５５００・［Ｂ］＋２４０・［Ｎｂ］）／（８・［Ｃ］）
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４［Ｃ］−３３・［Ｍｎ］
−１７・［Ｃｒ］−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］
−１１・［Ｓｉ］＋３０・［Ａｌ］
［元素］：元素の質量％
Figure 2020121417
 上記式（２）は、加熱工程における７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域における経過時間を１０分割して計算する式である。Δｔは、経過時間の１０分の１（秒）、ｆγ（ｎ）は、ｎ番目の区間における平均逆変態率、Ｔ（ｎ)は、ｎ番目の区間における平均温度（℃）である。
製造方法a1の工程条件について説明する。
熱間圧延
鋼板ａの成分組成の溶鋼を、連続鋳造や薄スラブ鋳造等の常法に従って鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を製造する。鋼片を、一旦常温まで冷却した後、熱間圧延に供する際、加熱温度は１０８０℃から１３００℃が好ましい。
加熱温度が１０８０℃未満であると、鋳造に起因する粗大な介在物が溶解せず、熱間圧延後の工程で、熱延鋼板が破断する恐れがあるので、加熱温度は１０８０℃以上が好ましい。より好ましくは１１５０℃以上である。
加熱温度が１３００℃を超えると、多量の熱エネルギーが必要となるので、１３００℃以下が好ましい。より好ましくは１２３０℃以下である。また、上記溶鋼を鋳造後、１０８０℃から１３００℃の温度域にある鋼片を、直接、熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延完了温度：８５０℃から１０５０℃
熱間圧延は８５０℃から１０５０℃で完了する。熱間圧延完了温度が８５０℃未満であると、圧延反力が増大して、形状・板厚の寸法精度を安定して確保することが困難となるので、熱間圧延完了温度は８５０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上である。
一方、熱間圧延完了温度が１０５０℃を超えると、鋼板加熱装置が必要となり、圧延コストが上昇するので、熱間圧延完了温度は１０５０℃以下とする。好ましくは１０００℃以下である。
８５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：３０℃／秒以上
熱間圧延完了後の熱間圧延後の鋼板を、８５０℃から平均冷却速度３０℃／秒以上で５５０℃以下まで冷却する。平均冷却速度が３０℃／秒未満の場合、フェライト変態が進行し、塊状のフェライトが生成して鋼板ａにおいてラス組織が十分に得られないため、熱間圧延完了後の熱間圧延後の鋼板は、８５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を３０℃／秒以上とする。本発明鋼板Ａにおける塊状フェライトを低減するため、８５０℃から５５０℃までの平均冷却速度は４０℃／秒以上が好ましい。
巻取温度：Ｂｓ点以下
８５０℃から５５０℃までの平均冷却速度３０℃／秒以上で５５０℃以下まで冷却した熱間圧延後の鋼板を、下記式で定義するベイナイト変態開始温度：Ｂｓ点（℃）以下で巻き取る。
Ｂｓ点（℃）＝６１１−３３・［Ｍｎ］−１７・［Ｃｒ］
−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］−１１・［Ｓｉ］
＋３０・［Ａｌ］＋（２４・［Ｃｒ］＋１５・［Ｍｏ］
＋５５００・［Ｂ］＋２４０・［Ｎｂ］）／（８・［Ｃ］）
［元素］：元素の質量％
熱間圧延後の鋼板を、Ｂｓ点（℃）より高い温度で巻き取ると、巻取中にフェライト変態が過度に進行し、ミクロ組織中に、塊状のフェライトが生成してラス組織が得られず、また、Ｍｎ濃化組織が２．０体積％を超えて生成する。巻取温度は、（Ｂｓ点−８０）℃以下が好ましい。
Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０℃）における温度履歴：式（１）
熱間圧延後の冷却から巻取りを経て冷却する間において、特にＢｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃の温度域においてはベイナイト変態が一部のオーステナイト粒界から局所的に進行しやすく、かつ、４００℃以上の温度域ではＭｎ原子の拡散も進みやすいため、変態が完了した領域から未変態オーステナイトへの熱延鋼板におけるＭｎの濃化が進行しやすい。
この熱延鋼板においてベイナイト変態が局所的に進むため、Ｍｎが濃化した未変態オーステナイトも局在化し、Ｍｎの濃化部の一部は粗大な塊状の残留オーステナイトとなる。
下記式（１）は、当該温度域におけるＭｎの濃化傾向を表し、ベイナイト変態の進行速度、Ｍｎの濃化速度、ベイナイトの偏在度合を経験的に考慮する式である。式（１）の左辺が１．５０を超える場合、熱延鋼板における相変態が局所的に過度に進行し、未変態のオーステナイトへのＭｎ濃化が過度に進行し、熱延鋼板は多くのＭｎ濃化部および粗大な塊状の残留オーステナイトを有するものとなる。
また、このため、Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃の温度域における式（１）の値を１．５０以下に制限する。式（１）の値が小さいほどＭｎ濃化は進みづらく、式（１）の値を１．２０以下とすることが好ましく、１．００以下とすることがさらに好ましい。（Ｂｓ点−８０）℃を下回る温度域では、ベイナイト変態の進行速度がＭｎの濃化速度に比べて十分に速く、Ｍｎの未変態部への濃化を無視できる。また、ベイナイト変態も多数のオーステナイト粒界から開始するため、熱延鋼板において、未変態オーステナイトの局在化も進まない。
Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０℃）の間の温度で、巻取が行われることもある。その際の温度測定は下記のように行う。
巻取り前の温度は、板面の鉛直方向から鋼板の中央部の板表面において測定する。測定には放射温度計を用いる。巻取り後の温度履歴は、コイルに巻取ったリング状の円周方向断面において、その中央部の点を代表点とする。この代表点における温度履歴を用いる。
コイルを巻取りする際に、当該代表点に対応する位置に接触式温度系（熱電対）を巻き込み、直接測定する。
あるいは、伝熱計算を行って当該代表点における巻取り後のコイルの温度履歴を求めてもよい。この場合、測定には放射温度計および／または接触式温度系を用い、コイルの側面および／または表面における温度履歴を測定する。
Figure 2020121417
上記式（１）は、熱間圧延後の冷却から巻取りを経て冷却する間におけるＢｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃の温度域において計算を行い、Ｂｓは、Ｂｓ点（℃）、ＷＭは、各元素種の組成（質量％）、Δｔ(ｎ)は、（Ｂｓ−１０×（ｎ−１））℃から（Ｂｓ−１０×ｎ）℃までの経過時間（秒）である。ｎは１から８まで計算を行うが、４００℃以下の温度域においてはＭｎの拡散速度が小さく、Ｍｎの濃化が進行しないことから、（Ｂｓ−１０×ｎ）℃が４００℃を下回る場合は以降のｎについては総和に含まないものとする。例えば、Ｂｓが４５５℃の場合、式（１）はｎ＝１からｎ＝６までの総和とする。
Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃の温度域における冷却速度が速いほど式（１）の値は小さくなり、Ｍｎの濃化は抑制される。ただし、コイルに巻き取った状態で急速に冷却すると、鋼板の形状が崩れ、鋼板の調質や酸洗が困難となるため、コイルに巻き取って以降の平均冷却速度は１０℃／秒以下とすることが好ましい。鋼板の形状の観点からは、式（１）が満たせる範囲であれば、巻取後のコイルは放冷することが好ましい。
特に、Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃の温度域における冷却過程において、上記式（１）を満たさない場合、一部のオーステナイト粒界から、局所的にベイナイト変態が始まり、鋼板ａに塊状の未変態オーステナイトが残り、塊状の残留オーステナイトとなる。上記温度域における上記式（１）の値を１．２０以下とすることが好ましく、１．００以下がさらに好ましい。
熱延鋼板の焼戻し
巻き取った熱延鋼板は高強度であるため、最終熱処理前の切断工程における生産性を高めるため、該熱延鋼板に適宜の温度、時間の焼戻し処理を施してもよい。
製造方法a１においては、上記熱延鋼板に、圧下率１０％以下の冷間圧延を施して熱処理用鋼板としてもよい。ただし、冷間圧延の圧下率が１０％を超えると、ラス状組織の粒界が過剰にひずむ。ここで鋼板を加熱すると、ラス状組織の一部が加熱中に再結晶し、塊状のフェライトとなるため、熱処理によって針状フェライトを得ることができない。
製造方法a2の工程条件について説明する。
さらに冷間圧延と熱処理を施す熱延鋼板
製造方法a2は、製造方法a1の熱延鋼板製造工程と同様の工程によって製造された熱延鋼板に、冷間圧延（以下、「第一の冷間圧延」ということがある。）を施すか、施さずにして中間熱処理用鋼板を製造し、冷間圧延による組織への影響を抑える熱処理（以下、「中間熱処理」ということがある。）を施し、必要に応じてさらに圧下率１０％以下の冷間圧延（以下、「第二の冷間圧延」ということがある。）等を施して、鋼板ａを製造する方法である。第一の冷間圧延と中間熱処理を施す熱延鋼板は、鋼板ａの成分組成を有し、製造方法a1の熱延鋼板製造工程と同様の工程に従って製造した熱延鋼板であればよい。下記中間熱処理を施すことから、第一の冷間圧延について、圧下率を１０％超とすることが可能となる。
熱延鋼板に、中間熱処理前に、１回以上の酸洗を施してもよい。酸洗で、熱延鋼板表面の酸化物を除去して清浄化すると、鋼板のめっき性が向上する。
酸洗後の熱延鋼板を、中間熱処理前に第一の冷間圧延を施すか、施さずにして、中間熱処理用鋼板とする。第一の冷間圧延により、鋼板の形状・寸法精度が向上する。ただし、圧下率の合計が８５％を超えると、鋼板の延性が低下し、冷間圧延中に、鋼板が破断する恐れがあるので、圧下率の合計は８０％以下が好ましい。より好ましくは７５％以下である。
ラス状組織に１０％超の冷間圧延を施すと、ラス状組織の粒界が過剰にひずむ。ここで鋼板を加熱すると、ラス状組織の一部が加熱中に再結晶し、塊状のフェライトとなるため、熱処理によって針状フェライトを得ることができない。必要な板厚および／または形状の鋼板を得るために１０％超の冷間圧延を施す場合、針状フェライトを得るための熱処理に先立って、改めてラス状組織を得るための熱処理が必要となる。
圧下率の合計が０．０５％未満であると、鋼板の形状・寸法精度は向上せず、後の加熱処理及び冷却処理中、鋼板温度が不均一となって、延性が低下するとともに、鋼板の外観が損なわれるので、圧下率の合計は０．０５％以上が好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。後の熱処理工程で、再結晶により組織の微細化を図る点で、圧下率の合計は２０％以上が好ましい。上記のように冷間圧延の圧下率が１０％以下の場合は、その後、以下の熱処理を行っても行わなくてもよく、その場合は前記製造方法ａ１と同等の製造方法となる。
熱延鋼板を冷間圧延する際、圧延前、又は、圧延パス間で、鋼板を加熱してもよい。この加熱で、鋼板が軟質化し、圧延中の圧延反力が低減し、鋼板の形状・寸法精度が向上する。ただし、加熱温度は７００℃以下が好ましい。加熱温度が７００℃を超えると、ミクロ組織の一部が塊状のオーステナイトとなり、Ｍｎ偏析が進行して、粗大な塊状Ｍｎ濃化領域が生成する。そのため、鋼板ａの組織が所定の組織から外れ、熱処理用鋼板として適切な組織とならない。
この塊状Ｍｎ濃化領域は、未変態のオーステナイトとなり、焼成工程においても塊状のまま残存し、鋼板に塊状で粗大な硬質組織が生成して、延性が低下する。なお、加熱温度が３００℃未満であると、十分な軟質化効果が得られないので、加熱温度は３００℃以上が好ましい。なお、上記酸洗は、上記加熱の前と後のいずれで行ってもよい。
鋼板加熱温度：（Ａc3−２０）℃以上
加熱速度限定温度域：７００℃から（Ａc3−２０）℃
上記温度域の加熱：下記式（２）
冷延鋼板（熱延鋼板でも可能）を（Ａc3−２０）℃以上に加熱する。鋼板加熱温度が（Ａc3−２０）℃未満であると、加熱中に粗大なフェライトが残存し、その後の冷却時に等方的に成長して塊状フェライトを形成し、本発明の高強度鋼板の機械特性が大きく低下するので、鋼板加熱温度は（Ａc3−２０）℃以上とする。好ましくは（Ａc3−１５）℃以上、より好ましくは（Ａc3＋５）℃以上である。
また、本発明におけるＡｃ３および後述するＡｃ１は、各種熱処理前の鋼板より小片を切り出し、鋼板表面の酸化層を研作ないし塩酸酸洗によって除去したのち、１０−１ＭＰａ以下の真空環境下において加熱速度１０℃／秒で１２００℃まで加熱し、レーザー変位計を用いて加熱中の体積変化挙動を測定することで得られる。
鋼板加熱温度の上限は、特に定めないが、結晶粒の粗大化抑制、加熱コストの低減の点で、１０５０℃を上限とし、１０００℃以下が好ましい。
処理時間については、（最高加熱温度−１０）℃から最高加熱温度の区間における滞在時間は短くてよく、１秒未満でも構わないが、加熱直後に冷却すると鋼板内部に温度ムラが生じて鋼板の形状が悪化する場合があり、１秒以上とすることが好ましい。
一方、この温度区間における滞在時間が過剰に長くなると、組織が粗大化し、最終製品の靱性が劣化する場合がある。この観点から滞在時間は１００００秒以下とすることが好ましい。滞在時間を長くすることは熱処理コストを増大させるため、滞在時間は１０００秒以下とすることが好ましい。
鋼板（中間熱処理用鋼板）を加熱する際、７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域は、下記式（２）を満たす条件で加熱する。この加熱により、鋼板ａのミクロ組織をラス組織とするための素地組織を形成することができる。
下記式（２）を満たさない場合、加熱中にＭｎ偏析が進行し、粗大な塊状Ｍｎ濃化領域が生成して、熱処理後の機械特性が低下する。加熱条件は、下記式（２）を満たす必要がある。下記式（２）の値を０．８以下に制限することが好ましい。
Figure 2020121417
上記式（２）は、加熱工程における７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域における経過時間を１０分割して計算する式である。Δｔは、経過時間の１０分の１（秒）、ｆγ（ｎ）は、ｎ番目の区間における平均逆変態率、Ｔ（ｎ)は、ｎ番目の区間における平均温度（℃）である。
上記式（２）は、フェライトに代表されるＢＣＣ相とオーステナイトに代表されるＦＣＣ相が共存する領域におけるＭｎ濃化挙動を表す式である。左辺の値が大きいほど、Ｍｎが濃化する。加熱中の逆変態率ｆγ（ｎ）は、熱処理前の材料から小片を切出し、事前に加熱処理試験を行って加熱中の体積膨張挙動を測定することで得ることができる。
７００℃から５５０℃における平均冷却速度：３０℃／秒以上
中間熱処理用鋼板（冷延鋼板又は熱延鋼板）を、（Ａc3−２０）℃以上の温度に加熱した後、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却する。平均冷却速度が３０℃／秒未満であると、フェライト変態が進行し、粗大な塊状フェライトが生成して鋼板ａにおいてラス組織が得られない。平均冷却速度は４０℃／秒以上が好ましい。冷却速度の上限を特に設定することなく所望の熱処理用鋼板は得られるが、コストの観点からは２００℃／秒以下が好ましい。
Ｂｓ点から（Ｂｓ−８０）℃における平均冷却速度：２０℃／秒以上
製造方法a2における冷却工程は、製造方法a1における冷却工程と比べて、母相の粒径が細かく、Ｂｓ点以下での変態が進行し易い。変態に要する時間が短いため、Ｍｎ濃化は起こりづらくなるが、一方で当該温度域における変態は本熱処理においても局所的に進行するため、塊状の未変態オーステナイトは残りやすくなる。後者の観点から、製造方法a2におけるＢｓ点以下での冷却速度は、製造方法a1と比べて、許容度が小さい。
Ｂｓ点から（Ｂｓ−８０）℃の温度域における冷却過程において、平均冷却速度が２０℃／秒未満の場合、一部のオーステナイト粒界から、局所的にベイナイト変態が始まり、塊状の未変態オーステナイトが残り、塊状の残留オーステナイトとなる。このため、上記温度域における平均冷却速度を２０℃／秒以上とする。平均冷却速度は３０℃／秒以上が好ましい。冷却速度の上限を特に設定することなく所望の熱処理用鋼板は得られるが、コストの観点から、２００℃／秒以下が好ましい。
（Ｂｓ−８０）℃からＭｓ点における滞留時間：１０００秒以下
製造方法a2は、製造方法a1と比べて、母相の粒径が細かく、Ｂｓ点以下での変態が進行し易いので、（Ｂｓ−８０）℃からＭｓ点における滞留時間が長いと、局所的なベイナイト変態が進行し、塊状の未変態オーステナイトが残り、塊状の残留オーステナイトとなる場合がある。ここでいう、滞留時間は、再加熱・等温保持等により、（Ｂｓ−８０）℃からＭｓ点の温度範囲内に維持される時間も含む。
このため、上記温度域における滞留時間を１０００秒以下に制限する。滞留時間は５００秒以下が好ましく、２００秒以下がさらに好ましい。滞留時間は短いほど好ましいが、１秒未満とするには非常に大きな冷却速度を要するので、コストの観点から１秒以上が好ましい。
Ｍｓ点から（Ｍｓ−５０）℃における平均冷却速度：１００℃／秒以下
製造方法a2では、製造方法a1に比べて、冷却速度が速く、Ｍｓ点到達時点で残存している未変態領域が多いので、Ｍｓ点から（Ｍｓ−５０）℃における冷却速度が過度に速いと、塊状の未変態オーステナイトが残存する可能性がある。
Ｍｓ点から（Ｍｓ−５０）℃におけるマルテンサイト変態を十分に進め、未変態オーステナイトを低減するため、Ｍｓ点から（Ｍｓ−５０）℃における平均冷却速度を１００℃／秒以下に制限する。上記温度域における平均冷却速度は７０℃／秒以下が好ましく、４０℃／秒以下がさらに好ましい。
この範囲内に平均冷却速度を制御することにより、未変態オーステナイトを十分にマルテンサイトに変態させ、その分率を低減できる。このため、粗大塊状の残留オーステナイト発生を低減させることができる。
上記温度域における冷却速度は遅いほど好ましいが、０．１℃／秒未満とするには却って大規模な加熱装置が必要となるので、コストの観点から０．１℃／秒以上が好ましい。
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４［Ｃ］−３３・［Ｍｎ］
−１７・［Ｃｒ］−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］
−１１・［Ｓｉ］＋３０・［Ａｌ］
製造方法a2においては、上記中間熱処理の冷却後の中間熱処理鋼板に、圧下率１０％以下の第二の冷間圧延を施してもよく、冷却後の中間熱処理鋼板に酸洗を施してもよく、冷却後の中間熱処理鋼板に、炭化物へのＭｎ濃化が進まない範囲で焼戻処理を施してもよい。
また、第一の冷間圧延を施さずに上記の中間熱処理と同じ熱処理を施した後、圧下率１０％以下の第二の冷間圧延を施してもよく、上記の中間熱処理と同じ熱処理を施した後の熱延鋼板に酸洗を施してもよく、上記の中間熱処理と同じ熱処理を施した後の熱延鋼板に、炭化物へのＭｎ濃化が進まない範囲で焼戻処理を施してもよい。
ただし、第二の冷間圧延後には、上記のような中間熱処理を施さないので、第二の冷間圧延の圧下率が１０％を超えると、第一の冷間圧延の場合と同様に、ラス状組織の粒界が過剰にひずむ。ここで鋼板を加熱すると、ラス状組織の一部が加熱中に再結晶し、塊状のフェライトとなるため、熱処理によって針状フェライトを得ることができない。
次に、本発明製造方法Ａ、本発明製造方法A1a、本発明製造方法A1b、及び、本発明製造方法A2について説明する。
本発明製造方法Ａは、上記本発明のａ１、ａ２の方法で製造した熱処理用鋼板（鋼板ａ）を用いて本発明鋼板Ａを製造する製造方法であって、
上記のように製造した熱処理用鋼板である鋼板ａを、（Ａc1＋２５）℃からＡc3点の温度に、７００℃から最高加熱温度又は（Ａc3−２０）℃のいずれか低い温度を終点とする温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（３）を満たす条件で加熱し、最高加熱温度−１０℃から最高加熱温度の温度域に１５０秒以下保持し、
加熱保持温度から、７００℃から５５０℃の間の平均冷却速度を２５℃／秒以上として冷却し、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する下記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限する（以下「最終熱処理」ともいう。）
ことを特徴とする。
本発明製造方法A1aは、本発明鋼板A1を製造する製造方法であって、
本発明製造方法Ａで製造した成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、該高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
本発明製造方法A1bは、本発明鋼板A1を製造する製造方法であって、
本発明製造方法Ａで製造した成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
本発明製造方法A2は、本発明鋼板A2を製造する製造方法であって、
本発明鋼板A1の亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を４５０℃から５５０℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
ことを特徴とする。
本発明製造方法Ａの工程条件について説明する。
鋼板加熱温度：（Ａc1＋２５）℃からＡc3点
加熱速度限定温度域：７００℃から（Ａc3−２０）℃
加熱条件：下記式（３）
鋼板ａを（Ａc1＋２５）℃からＡc3点に加熱する。加熱の際、７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域において、平均加熱速度１℃／秒以上、又は、下記式（３）を満たす加熱条件とする。
鋼板加熱温度が（Ａc1＋２５）℃未満であると、鋼板中のセメンタイトが溶け残り、機械特性が低下する懸念があるので、鋼板加熱温度は（Ａc1＋２５）℃以上とする。好ましくは（Ａc1＋４０）℃以上である。
一方、鋼板加熱温度の上限はＡc3点以下とする。鋼板加熱温度がＡc3点を超えると、鋼板ａのラス組織を引き継がれず、針状フェライトを得ることが困難となる。また、針状フェライトが得られないため、マルテンサイトの形状は塊状で粗大な島状マルテンサイトとなる。
このため、鋼板加熱温度がＡc3点を超えると、本発明の鋼板に求められる特性を達成できない。また、鋼板加熱温度がＡc3点近傍に達すると、ミクロ組織の大部分がオーステナイトとなって、ラス組織が消滅するため、鋼板ａのラス組織を引き継ぎ、機械特性を一層高めるため、鋼板加熱温度は（Ａc3−１０）℃以下とすることが好ましく、（Ａc3−２０）℃以下とすることがより好ましい。
７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域における加熱過程の温度履歴が、下記式（３）を満たさないと、本発明鋼板Ａのミクロ組織において、粗大な塊状のマルテンサイトが多数生成し、式（Ａ）を満たさなくなり、靱性が劣化するため、加熱過程における温度履歴が下記式（３）を満たす加熱条件とする。
粗大な塊状のマルテンサイトの量を低減し、靱性を十分に向上させるには、下記式（３）の左辺の値を１．５以下に制限することが、さらに好ましい。
Figure 2020121417
上記式（３）は、加熱工程における７００℃から最高加熱温度又は（Ａc3−２０）℃のいずれか低い温度を終点とする温度域における経過時間を１０分割して計算する式である。Δｔは、経過時間の１０分の１（秒）、ＷMは、各元素種の組成（質量％）、ｆγ（ｎ）は、ｎ番目の区間における平均逆変態率、Ｔ（ｎ)は、ｎ番目の区間における平均温度（℃）である。
式（３）は逆変態に伴い発生する等方的なオーステナイト粒の発生頻度、安定化挙動、並びに成長速度を考慮した経験式である。式（３）中、化学組成を含む項は等方的なオーステナイト粒の発生頻度を表し、この項が大きいほど、等方的なオーステナイト粒が多く発生する。発生した等方的なオーステナイトが化学的に不安定であれば、その後の熱処理において他の針状オーステナイトに蚕食される、あるいはマルテンサイト以外の相へと変態するため、粗大な等方マルテンサイトの発生は抑制され、靭性は損なわれない。一方、加熱中に合金元素の等方的なオーステナイトへの濃化が進展すると、化学的に安定化して低温まで未変態のまま残存し、冷却中にマルテンサイトへと変態して靭性が損なわれる。
ｆγ（ｎ）で示される逆変態率が小さいほど、合金元素の分配に供される駆動力は高まり、また、高温であるほど原子の拡散が活発であって合金元素の分配する速度は早まる。
等方的なオーステナイトの成長は、特に逆変態率が大きい領域で駆動力が高まるが、一方、逆変態率が小さい領域であるほど周囲の針状のオーステナイトに影響されることなく成長しうる。
以上の観点から、化学組成、逆変態率、温度および時間のからなる式の係数及び指数を整理した経験式が式（３）であり、式（３）の値が小さいほど等方的で粗大なマルテンサイトの発生は抑制される。
加熱保持温度域：最高加熱温度−１０℃から最高加熱温度
加熱保持時間：１５０秒以下
鋼板ａを上記条件で加熱し、最高加熱温度−１０℃から最高加熱温度の温度域の温度に、１５０秒以下保持する。加熱保持時間が１５０秒を超えると、ミクロ組織がオーステナイトとなり、ラス組織が消滅する恐れがあるので、加熱保持時間は１５０秒以下とする。好ましくは１２０秒以下である。
冷却速度限定温度域：７００℃から５５０℃
平均冷却速度：２５℃／秒以上
平均冷却速度が２５℃／秒未満であると、針状フェライトが過度に成長して塊状フェライトとなり、針状フェライト分率が過度に低下する。また、針状フェライトの成長に加え、新たな塊状フェライトも生成するため、塊状フェライト分率が上昇する。
このため、７００℃から５５０℃の温度域における平均冷却速度は２５℃／秒以上とする。好ましくは３５℃／秒以上であり、４０℃／秒以上がさらに好ましい。
平均冷却速度の上限は、特に定めないが、冷却速度を過度に高めることは特殊な設備や冷媒を要するため高コストとなり、また、冷却停止温度の制御が困難となるため、２００℃／秒以下に留めることが好ましい。
５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する：下記式（４）及び式（５）
７００℃から５５０℃の温度域を平均冷却速度２５℃／秒以上で冷却した鋼板ａを、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する下記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限する。
下記式（４）及び式（５）を満たさないと、ベイナイト変態及び／又はパーライト変態が過度に進行し、未変態のオーステナイトが消費されるので、十分な量のマルテンサイトが得られない。このため、下記式（４）の左辺を１．０以下に制限する。
高強度化の観点から未変態オーステナイトを十分に得るには、下記式（４）の左辺を０．８以下とすることが好ましく、０．６以下がさらに好ましい。
下記式（４）を満たした場合でも、下記式（５）を満たさない場合は、未変態のオーステナイトに過度にＣが濃化し、残留オーステナイトが生成する懸念がある。下記式（５）の左辺を１．０以下に制限することで、未変態オーステナイトへのＣの濃化を制限し、以降の冷却工程において、その大部分をマルテンサイトへ変態させることができる。残留オーステナイトを低減するため、下記式（５）の左辺は０．８以下が好ましく、０．６以下がさらに好ましい。
Figure 2020121417
Figure 2020121417
上記式（４）及び式（５）は、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する式である。Δｔは、経過時間の１０分の１（秒）、Ｂｓは、Ｂｓ点（℃）、Ｔ（ｎ）は、各ステップにおける平均温度（℃）、ＷMは、各元素種の組成（質量％）である。
式（４）は当該温度域におけるベイナイト変態の進行度合を評価する指標であり、式（４）を満たさない場合にはベイナイト変態が過剰に進行する。式（４）におけるＢｓからの過冷度からなる項はベイナイト変態の駆動力を表し、温度が下がるほど大きくなる。一方、指数関数項は熱活性化機構によるベイナイト変態の進行速度を表し、温度が上がるほど大きくなる。
式（５）は当該温度域における未変態オーステナイトからの炭化物の生成挙動を表す指標であり、式（５）を満たさない場合には未変態オーステナイトからパーライトおよび／または鉄系炭化物が多量に生成し、未変態オーステナイトが過剰に消費され、十分な量のマルテンサイトが得られない。未変態オーステナイトにはベイナイト変態に伴い炭素が濃化し、炭化物が生成しやすくなるため、式（４）と共通するＢｓおよび温度からなる項が大きくなると式（５）の左辺は大きくなり、炭化物の生成リスクは高まる。式（４）と共通しない指数関数項は熱活性化機構による炭化物の生成速度を表し、温度が高いほど大きくなる。その他の化学組成および温度からなる項は炭化物の生成駆動力を表す項であり、温度が下がるほど大きくなり、あるいは、炭化物の生成を抑制する元素（Ｓｉ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｏ）を添加することで小さくなる。
式（４）および式（５）の双方を満たす場合、十分な量の未変態オーステナイトが当該温度域の滞留後まで残存し、かつ、未変態オーステナイト中の固溶炭素量が適正な範囲にとどまるため、その後の冷却によって十分な量のマルテンサイトを得ることができる。
３００℃から室温における平均冷却速度が過度に小さいと、部分的に生成したマルテンサイトから未変態のオーステナイトへＣが分配し、オーステナイトが残存する場合がある。この観点から、上記温度域における平均冷却速度は０．１℃／秒以上が好ましく、０．５℃／秒以上がさらに好ましい。
本発明製造方法Ａにおいては、巻き取った鋼板に、圧下率２．０％以下のスキンパス圧延を施してもよい。巻き取った鋼板に、圧下率２．０％以下のスキンパス圧延を施すことにより、鋼板の材質、形状・寸法精度を高めることができる。
また、本発明製造方法Ａにおいては、巻き取った鋼板を２００℃から６００℃に加熱して焼戻しをしてもよい。この焼戻しで、マルテンサイトの靭性を高めることができる。焼戻し温度が２００℃未満であると、マルテンサイトの靭性が十分に向上しないので、焼戻し温度は２００℃以上が好ましく、３００℃以上がより好ましい。
一方、焼戻し温度が６００℃を超えると、オーステナイトが炭化物に分解して、ラス組織が消滅する恐れがあるので、焼戻し温度は６００℃以下が好ましく、５５０℃以下がより好ましい。焼戻し時間は、特に、特定の範囲に限定されない。鋼板の成分組成、これまでの熱履歴に応じて適宜設定すればよい。
焼戻し処理時間が過剰に長くなると、焼戻マルテンサイト中に粗大な炭化物が生成して脆化する焼戻し脆化現象が起こる場合があるため、処理時間は１００００秒以下とすることが好ましい。脆化を避けるには３６００秒以下とすることがより好ましく、１０００秒以下とすることがさらに好ましい。
処理時間が過度に短いと、鋼板の内部に温度ムラが生じ、鋼板の形状が悪化する場合があるため、処理時間は１秒以上が好ましい。焼戻し処理による靱性改善効果を十分に得るには処理時間を３秒以上とすることが好ましく６秒以上とすることがさらに好ましい。
さらに、本発明製造方法Ａにおいては、スキンパス圧延の後、焼戻しをしてもよく、逆に、焼戻しの後、スキンパス圧延を施してもよい。あるいは、焼戻しの前および後でスキンパス圧延を施してもよい。
亜鉛めっき層と亜鉛合金めっき層
本発明製造方法A1aと本発明製造方法A1bにより、本発明鋼板Ａの片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。めっき法は、溶融めっき法、又は、電気めっき法が好ましい。
本発明製造方法A1aの工程条件について説明する。
本発明製造方法A1aは、本発明鋼板Ａを、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、本発明鋼板Ａの片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。
＜めっき浴の温度＞
めっき浴の温度は４５０℃から４７０℃が好ましい。めっき浴の温度が４５０℃未満であると、めっき液の粘度が上昇して、めっき層の厚さを適確に制御することが困難となり、鋼板の外観が損なわれるので、めっき浴の温度は４５０℃以上が好ましい。一方、めっき浴の温度が４７０℃を超えると、めっき浴から多量のヒュームが発生し、作業環境が悪化し、作業の安全性が低下するので、めっき浴の温度は４７０℃以下が好ましい。
めっき浴に浸漬する本発明鋼板Ａの温度は４００℃から５３０℃が好ましい。鋼板温度が４００℃未満であると、めっき浴の温度を４５０℃以上に安定して維持するために、多量の熱量を必要とし、めっきコストが上昇するので、鋼板温度は４００℃以上が好ましい。より好ましくは４３０℃以上である。
一方、鋼板温度が５３０℃を超えると、めっき浴の温度を４７０℃以下に安定して維持するために、多量の抜熱が必要となり、めっきコストが上昇するので、鋼板温度は５３０℃以下が好ましい。より好ましくは５００℃以下である。
＜めっき浴の組成＞
めっき浴は、亜鉛を主体とするめっき浴であり、めっき浴の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた有効Ａｌ量が０．０１〜０．３０質量％のめっき浴が好ましい。亜鉛めっき浴の有効Ａｌ量が０．０１質量％未満であると、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下するので、亜鉛めっき浴の有効Ａｌ量は０．０１質量％以上が好まし。より好ましくは０．０４％以上である。
一方、亜鉛めっき浴の有効Ａｌ量が０．３０質量％を超えると、地鉄と、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層の界面に、Ａｌ系酸化物が過剰に生成し、めっき密着性が著しく低下するので、亜鉛めっき浴の有効Ａｌ量は０．３０質量％以下が好ましい。Ａｌ系酸化物は、後の合金化処理において、Ｆｅ原子及びＺｎ原子の移動を妨げ、合金相の形成を阻害するので、めっき浴の有効Ａｌ量は０．２０質量％以下がより好ましい。
めっき浴は、めっき層の耐食性や加工性の向上を目的として、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含有してもよい。
なお、めっき付着量は、鋼板をめっき浴から引き上げた後、鋼板表面に窒素を主体とする高圧ガスを吹き付けて、過剰なめっき液を除去して調製する。
本発明製造方法A1bの工程条件について説明する。
本発明製造方法A1bは、本発明鋼板Ａの片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。
＜電気めっき＞
通常の電気めっき条件で、本発明鋼板Ａの鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。
亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層の合金化
本発明製造方法A2は、本発明製造方法A1a又は本発明製造方法A1bで、本発明鋼板Ａの片面又は両面に形成した亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を、４５０℃から５５０℃に加熱して合金化することが好ましい。加熱時間は２〜１００秒が好ましい。
加熱温度が４５０℃未満、又は、加熱時間が２秒未満であると、合金化が十分に進行せず、めっき密着性が向上しないので、加熱時間は４５０℃以上、加熱時間は２秒以上が好ましい。
一方、加熱温度が５５０℃を超え、又は、加熱時間が１００秒を超えると、合金化が過度に進行して、めっき密着性が低下するので、加熱温度は５５０℃以下、加熱時間は１００秒以下が好ましい。
次に、本発明の実施例について説明するが、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条件例である。本発明は、これらの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。
（実施例１：熱処理用鋼板の製造）
表１および表２に示す成分組成の溶鋼を鋳造して鋼片を製造した。次に、鋼片に、表３から表４に示す条件で熱間圧延を施した。
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熱延鋼板は、さらに、表５から表９に示す条件で処理を行い、熱処理用鋼板とした。
表５〜表９で「製造方法Ａへ」と記載された実施例は、製造方法ａ１（中間熱処理を施さない）で製造した実施例である。そして、冷間圧延率２が「−」である熱延鋼板は、そのまま熱処理用鋼板として採用した。例えば、熱延板１０は、そのまま熱処理用鋼板１０として採用した。また、表５〜表９で「製造方法Ａへ」と記載され、冷間圧延率２に数値が記入されている鋼板は、熱延鋼板に冷間圧延率２の圧下率で冷間圧延を行い、熱処理用鋼板として採用した。
一方、表５〜表９で中間熱処理条件が記載された実施例は、製造方法ａ２（中間熱処理を実施する）で製造した実施例である。冷間圧延率１は第一冷間圧延の圧延率であり、冷間圧延率２は第二冷間圧延の圧延率である。それぞれの圧延率が「−」である場合、当該冷間圧延を行っていない。
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表１０から表１４に、得られた熱処理用鋼板のミクロ組織を示す。ミクロ組織において、Ｍはマルテンサイト、焼戻Ｍは焼戻マルテンサイト、Ｂはベイナイト、ＢＦはベイニティックフェライト、塊状αは塊状フェライト、残留γは残留オーステナイトを意味する。
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（実施例２：高強度鋼板の製造）
表１０から表１４に示す熱処理用鋼板に、表１５から表２０に示す条件で熱処理（最終熱処理）を施すことで、成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を得ることができた。
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一部の熱処理用鋼板には、表１５から表２０に示す熱処理に加え、表２１に示す条件でめっき処理を施した。なお、表２１中、ＧＡは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＩは、非合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ＥＧは、電気めっき鋼板を意味する。
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表２２から表２７に、得られた高強度鋼板のミクロ組織及び、得られた高強度鋼板の特性を示す。ミクロ組織において、針状αは針状フェライト、塊状αは塊状フェライト、Ｍはマルテンサイト、焼戻Ｍは焼戻マルテンサイト、Ｂはベイナイト、ＢＦはベイニティックフェライト、残留γは残留オーステナイトを意味する。
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強度及び成形性を評価するため、引張試験及び穴広げ試験を行う。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って行った。試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片とし、引張軸を鋼板の幅方向として行った。穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に従って行った。ＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、引張最大強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸びＥｌ（％）、穴広げ性λ（％）からなる下記式（６）が成り立つ場合、成形性−強度バランスに優れた鋼板と判定した。
ＴＳ１．５×Ｅｌ×λ０．５≧３．５×１０６・・・（６）
なお、引張試験及び穴広げ試験で、十分な強度及び成形性−強度バランスが得られない鋼板では、以降のシャルピー試験及びスポット溶接継手評価試験は行わないこととした。
靭性を評価するため、シャルピー衝撃試験を行った。鋼板の板厚が２．５ｍｍ未満の場合、試験片として、鋼板を板厚の合計が５．０ｍｍを超えるまで積層してボルトによって締結して、２ｍｍ深さのＶノッチを付与した積層シャルピー試験片を用いた。それ以外の条件は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に従って行った。
脆性破面率が５０％以上となる延性−脆性遷移温度ＴTRが−４０℃以下で、かつ、脆性遷移後の衝撃吸収エネルギーＥBと室温における衝撃吸収エネルギーＥRTとの比、ＥB／ＥRTが０．１５以上となる場合、靭性に優れた鋼板と判定した。ここで、延性−脆性遷移温度ＴTRは、脆性破面率が、５０％となった際の温度である。脆性遷移後の衝撃吸収エネルギーＥBは、衝撃試験温度の低下に対し、吸収エネルギーがフラットになるまで落ち切った際のものをいう。
溶接性を評価するため、スポット溶接継手のせん断試験及び十字引張試験を行った。せん断試験はＪＩＳ Ｚ ３１３６に従って行い、十字引張試験はＪＩＳ Ｚ ３１３７に従って行った。評価する継手は、対象の鋼板を２枚重ね、溶融部の直径が板厚の平方根の４．０倍となるように溶接電流を調節し、スポット溶接を行って作成した。せん断試験における継手強度ＥTと十字引張試験における継手強度ＥCの比ＥC／ＥTが０．３５以上となる場合、溶接性に優れた鋼板と判定した。
熱処理用鋼板１ｃ、１ｄ、１ｆ、２ａ、３ｄ、５ａ、９ｃ、１８ａ、２４ｂ、２５ｂ、２７ｂ、３０ｃ、３２ｄ、４７ｃ、５０ｂ、５３〜６２、６５、６６、６７、６８は本発明の鋼板Ａを製造するための要件を満たさない熱処理用鋼板の例であり、これら熱処理用鋼板を熱処理した実験例６、７、１０、２４、３６、４５、６３、６６、７０、７８、８５、１２３、１３１、１３７〜１４６、１４９から１５４は、十分な特性を得られなかった。
熱処理用鋼板６５〜６８は、８５０℃から５５０℃まで、平均冷却速度が低い例であり、熱延鋼板のミクロ組織におけるラス状組織が少なく、かつ塊状フェライトを含む。このため、本鋼板に熱処理を施す実験例１４９〜１５２では、針状フェライトが十分に得られず、塊状フェライトが多量で存在するため、強度−成形性バランス、靭性および溶接性が劣位となった。
熱処理用鋼板５ａ、５０ｂは、熱間圧延後の巻取温度が過度に高い例であり、熱延鋼板のミクロ組織におけるラス状組織が少なく、かつ、広いＭｎ濃化領域を含む。このため、本鋼板に熱処理を施す実験例２４、１３１では、針状フェライトが十分に得られず、残留オーステナイトが２％超存在し、かつ、粗大で塊状の島状マルテンサイトが多数存在するため、強度−成形性バランス、靭性および溶接性が劣位となった。
熱処理用鋼板９ｃ、３２ｄは、熱間圧延後のＢｓ点から（Ｂｓ−８０）℃の温度域における鋼板の温度変化が式（１）を満たさない例であり、熱延鋼板のミクロ組織は広いＭｎ濃化領域を含み、更に粗大な塊状の残留オーステナイトを有した。このため、本鋼板に熱処理を施す実験例３６、８５では、過剰な残留オーステナイトを含む鋼板が得られ、靭性が劣位となった。
熱処理用鋼板２ａは、熱間圧延後の巻取温度が過度に高い例であり、熱延鋼板のミクロ組織がラス組織を含まず、かつ、広いＭｎ濃化領域を含む。このため、本鋼板に熱処理を施す実験例１０では、針状フェライトが得られず、かつ、残留オーステナイトを多く含む組織が得られ、強度−成形性バランス、靭性および溶接性が劣位となった。
熱処理用鋼板１ｃは、熱延鋼板に熱処理を施して鋼板ａを製造するにあたり、加熱過程における７００℃から（Ａｃ３−２０）℃の温度域での鋼板温度履歴が式（２）を満たさない例であり、鋼板中に過剰なＭｎ濃化領域が形成された。このため、本鋼板に熱処理を施す実験例６では、過剰な残留オーステナイトを含む鋼板が得られ、靭性が劣位となった。
熱処理用鋼板１ｄ、２４ｂは、熱延鋼板に１０％超の圧下率で冷間圧延を施して製造した中間熱処理用鋼板に中間熱処理を施して鋼板ａを製造するにあたり、最高加熱温度が過度に低い例であり、十分なラス状組織が得られなかった。このため、本鋼板に熱処理を施す実験例７、６３では、十分な針状フェライトが得られず、強度−成形性バランスおよび溶接性が劣化するとともに、針状フェライトの減少に伴って粗大な塊状のマルテンサイトも増加するため、靭性も劣化した。
熱処理用鋼板３０ｃは、熱延鋼板に１０％超の圧下率で冷間圧延を施して製造した中間熱処理用鋼板に中間熱処理を施して鋼板ａを製造するにあたり、７００℃から５５０℃における冷却速度が過度に小さい例であり、十分なラス状組織が得られなかった。このため、本鋼板に熱処理を施す実験例７８では、十分な針状フェライトが得られず、強度−成形性バランスおよび溶接性が劣化するとともに、針状フェライトの減少に伴って粗大な塊状のマルテンサイトも増加するため、靭性も劣化した。
熱処理用鋼板２５ｂ、４７ｃは、熱延鋼板に１０％超の圧下率で冷間圧延を施して製造した中間熱処理用鋼板に中間熱処理を施して鋼板ａを製造するにあたり、Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃における冷却速度が過度に小さい例であり、熱延鋼板のミクロ組織は粗大な塊状の残留オーステナイトを有した。このため、本鋼板に熱処理を施す実験例６６、１２３では、粗大な塊状のマルテンサイトが多数生成し、靭性が劣位となった。
熱処理用鋼板２７ｂは、熱延鋼板に１０％超の圧下率で冷間圧延を施して製造した中間熱処理用鋼板に中間熱処理を施して鋼板ａを製造するにあたり、（Ｂｓ点−８０）℃からＭｓ点における滞留時間が過度に長い例であり、熱延鋼板のミクロ組織は粗大な塊状の残留オーステナイトを有した。このため、本鋼板に熱処理を施す実験例７０では、粗大な塊状のマルテンサイトが多数生成し、靭性が劣位となった。
熱処理用鋼板１８ａは、熱延鋼板に１０％超の圧下率で冷間圧延を施して製造した中間熱処理用鋼板に中間熱処理を施して鋼板ａを製造するにあたり、Ｍｓ点から（Ｍｓ点−５０）℃における冷却速度が過度に速い例であり、熱延鋼板のミクロ組織は粗大な塊状の残留オーステナイトを有した。このため、本鋼板に熱処理を施す実験例７０では、粗大な塊状のマルテンサイトが多数生成し、靭性が劣位となった。
熱処理用鋼板１ｆ、３ｄは、熱延鋼板に冷間圧延を施して鋼板ａを製造するにあたり、１０％超の圧下率で冷間圧延を施しているにもかかわらず、冷間圧延後に中間熱処理を施していないため、十分なラス状組織が得られなかった。このため、本鋼板に熱処理を施す実験例１５３、１５４では、十分な針状フェライトが得られず、強度−成形性バランスおよび溶接性が劣化するとともに、溶接性が劣位となった。
実験例２、４、５、１７、１９、２１、５０、５２、６０、６２、８９、９２、１２６は、所定の合金組織となった熱処理用鋼板（鋼板ａ）を用いたが、熱処理条件が本発明の範囲外であるため、十分な特性を得られなかった例である。
実験例２は、熱処理用鋼板１ａを熱処理するにあたり、加熱過程における温度履歴が式（３）を満たさない例であり、粗大な塊状のマルテンサイトが多く、式（Ａ）を満たさない鋼板となり、靱性が劣位となった。
実験例４は熱処理用鋼板１ｂ、実施例５０は熱処理用鋼板１９ａを熱処理するにあたり、加熱過程における最高加熱温度が過度に低い例であり、多量のセメンタイトが溶け残り、十分な強度−成形性バランスが得られなかった。
実験例５は熱処理用鋼板１ｂ、実施例９２は熱処理用鋼板３５ａを熱処理するにあたり、加熱過程における最高加熱温度が過度に高い例であり、針状フェライトが得られず、強度−成形性バランスおよび溶接性が劣化するとともに、針状フェライトの減少に伴って粗大な塊状のマルテンサイトも増加するため、靭性も劣化した。
実験例５２は、熱処理用鋼板１９ｂを熱処理するにあたり、加熱過程における最高加熱温度での保持時間が過度に長い例であり、十分な量の針状フェライトが得られず、強度−成形性バランスおよび溶接性が劣化するとともに、針状フェライトの減少に伴って粗大な塊状のマルテンサイトも増加するため、靭性も劣化した。
実験例１９は熱処理用鋼板３ｂ、実験例６２は熱処理用鋼板２４ａ、実験例８９は熱処理用鋼板３４ａを熱処理するにあたり、冷却過程における７００℃から５５０℃での平均冷却速度が過度に遅い例であり、針状フェライトが減少するため、強度−成形性バランスおよび溶接性が劣化した。
実験例２１は熱処理用鋼板３ｃ、実験例６０は熱処理用鋼板２３を熱処理するにあたり、冷却過程において式（４）を満たさない例であり、ベイナイト変態が過剰に進行して未変態オーステナイト中に炭素が濃化し、熱処理後の鋼板に残留オーステナイトが多量に存在するため、靭性が劣化した。
実験例１７は熱処理用鋼板３ａ、実験例１２６は熱処理用鋼板４８ａを熱処理するにあたり、冷却過程において式（５）を満たさない例であり、パーライトが過剰に生成して十分な量のマルテンサイトが得られず、強度が大きく劣化した。
表２２から表２９に特性を示す鋼板において、上記の比較例を除く鋼板は、本発明の条件に合致する成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板である。
特に、実験例１、３、８、１６、３０、３２、４１、４２、４６、５６、５７、６７、７１、７７、８８、９３、９４、９８、１００、１０２、１０３、１０９、１１３、１１４、１１７、１１９、１２２、１２９、１３２、及び、１３６は、熱処理用鋼板に適正な熱処理を施し、マルテンサイト変態させた後、焼戻処理を施してマルテンサイトを強靭な焼戻マルテンサイトとし、特性を大きく改善した例である。
実験例３１、９９、及び、１１６は、熱処理後の高強度鋼板に電気めっきを施した例である。実験例１１９は、焼戻処理後の鋼板に電気めっきを施した例である。実験例９３及び１０３は、熱処理後の鋼板に電気めっきを施した後、焼戻処理を施した例である。
実験例９、３２、５５は、熱処理工程において、５５０℃から３００℃間に滞留した直後に亜鉛浴に浸漬し、その後、室温まで冷却して得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。特に、実験例３２は、室温まで冷却した後に、さらに、焼戻処理を施した例である。
実験例２０、９１、１０２、及び、１１８は、熱処理工程において、７００℃から５５０℃まで冷却した後、５５０℃から３００℃間に滞留する直前に亜鉛浴に浸漬して得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。特に、実験例１０２は、室温まで冷却した後に、さらに、焼戻処理を施した例である。
実験例３、５４、及び、１２１は、熱処理工程において、５５０℃から３００℃間に滞留した直後に、亜鉛浴に浸漬し、さらに、加熱して合金化処理を施し、その後、室温まで冷却して得られた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。特に、実験例３は、室温まで冷却した後に、さらに、焼戻処理を施した例である。
実験例７２、７５、９４、及び、１２５は、熱処理工程において、７００℃から５５０℃まで冷却した後、５５０℃から３００℃間に滞留する直前に亜鉛浴に浸漬し、さらに、加熱して合金化処理を施して得られた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。特に、実験例９４は、室温まで冷却した後に、さらに、焼戻処理を施した例である。
実験例８７、１００、及び、１０６は、熱処理工程において、５５０℃から３００℃間に滞留する間に亜鉛浴に浸漬し、さらに、加熱して合金化処理を施して得られた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。特に、実験例１００は、室温まで冷却した後に、さらに、焼戻処理を施した例である。
実験例６７及び１３２は、焼戻処理の加熱中に亜鉛浴に浸漬し、その後、合金化処理と焼戻処理を同時に行って得られた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
前述したように、本発明によれば、成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を提供することができる。本発明の高強度鋼板は、自動車の大幅な軽量化に好適な鋼板であるので、本発明は、鋼板製造産業及び自動車産業において利用可能性が高いものである。
１…塊状フェライト、２…マルテンサイト、３…針状フェライト、４…マルテンサイト領域。
ここで、ｄｉは１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織においてｉ番目に大きい島状マルテンサイトの円相当径［μｍ］であり、ａｉは１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織においてｉ番目に大きい島状マルテンサイトのアスペクト比である。
〔２〕前記成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｎｂ：０．１０％以下、
Ｖ ：１．００％以下
の１種又は２種以上を含む
ことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔３〕前記成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、さらに、質量％で、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．００％以下、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｗ ：１．００％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｓｎ：１．００％以下、
Ｓｂ：０．２０％以下
の１種又は２種以上を含む
ことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔４〕前記成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０１００％以下含むことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔５〕前記ミクロ組織のマルテンサイトが、体積％で、平均直径１．０μｍ以下の微細炭化物が析出した焼戻しマルテンサイトを全マルテンサイトに対して３０％以上含むことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔６〕前記高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有することを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔７〕前記亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層が合金化めっき層であることを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
〔８〕本発明に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
〔１〕から〔４〕のいずれか１つに記載の成分組成の鋼片を熱間圧延に供し、８５０℃から１０５０℃で熱間圧延を完了して熱間圧延後の鋼板とし、
前記熱間圧延後の鋼板を、８５０℃から５５０℃まで、平均冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、下記式で定義するベイナイト変態開始温度Ｂｓ点以下の温度で巻き取り、
Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃まで、下記式（１）を満たす条件で冷却して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板に圧下率１０％以下の冷間圧延を施すか、施さずにして、熱処理用鋼板を製造し、
前記熱処理用鋼板を、（Ａc1＋２５）℃からＡc3点の温度に加熱し、加熱の際、７００℃から最高加熱温度又は（Ａc3−２０）℃のいずれか低い温度を終点とする温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（３）を満たす加熱条件とし、最高加熱温度−１０℃から最高加熱温度の温度域に１５０秒以下保持し、
加熱保持温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を２５℃／秒以上として冷却し、
５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する下記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限して冷却することを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｂｓ点（℃）＝６１１−３３・［Ｍｎ］−１７・［Ｃｒ］
−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］−１１・［Ｓｉ］
＋３０・［Ａｌ］＋（２４・［Ｃｒ］＋１５・［Ｍｏ］
＋５５００・［Ｂ］＋２４０・［Ｎｂ］）／（８・［Ｃ］）
［元素］：元素の質量％
Figure 2020121417
 Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
Ｂｓ：Ｂｓ点（℃）
Ｔ（ｎ）：各ステップにおける平均温度（℃）
ＷM：各元素種の組成（質量％）
〔９〕本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
〔１〕から〔４〕のいずれか１つに記載の成分組成の鋼片を熱間圧延に供し、８５０℃から１０５０℃で熱間圧延を完了して熱間圧延後の鋼板とし、
前記熱間圧延後の鋼板を、８５０℃から５５０℃まで、平均冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、下記式で定義するベイナイト変態開始温度Ｂｓ点以下の温度で巻き取り、
Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃まで、下記式（１）を満たす条件で冷却して熱延鋼板を製造し、
前記熱延鋼板に第一の冷間圧延を施すか、施さずにして、中間熱処理用鋼板を製造し、
前記中間熱処理用鋼板を、（Ａc3−２０）℃以上の温度に、７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（２）を満たす条件で加熱し、
次いで、加熱温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とし、Ｂｓ点から（Ｂｓ−８０）℃の温度域の平均冷却速度を２０℃／秒以上として冷却し、（Ｂｓ−８０）℃から下記式で定義するＭｓ点における滞留時間を１０００秒以下とし、Ｍｓ点から（Ｍｓ−５０）℃における平均冷却速度を１００℃／秒以下に制限して冷却して中間熱処理鋼板とし、
前記冷却した中間熱処理鋼板に圧下率１０％以下の第二の冷間圧延を施すか、施さずに、熱処理用鋼板を製造し、
前記熱処理用鋼板を、（Ａc1＋２５）℃からＡc3点の温度に、７００℃から最高加熱温度又は（Ａc3−２０）℃のいずれか低い温度を終点とする温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（３）を満たす条件で加熱し、最高加熱温度−１０℃から最高加熱温度の温度域に１５０秒以下保持し、
加熱保持温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を２５℃／秒以上として冷却し、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する下記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限して冷却することを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｂｓ点（℃）＝６１１−３３・［Ｍｎ］−１７・［Ｃｒ］
−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］−１１・［Ｓｉ］
＋３０・［Ａｌ］＋（２４・［Ｃｒ］＋１５・［Ｍｏ］
＋５５００・［Ｂ］＋２４０・［Ｎｂ］）／（８・［Ｃ］）
［元素］：元素の質量％
Figure 2020121417
 Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
Ｂｓ：Ｂｓ点（℃）
Ｔ（ｎ）：各ステップにおける平均温度（℃）
ＷM：各元素種の組成（質量％）
〔１０〕前記第一の冷間圧延は、圧下率８０％以下であることを特徴とする本発明の高強度鋼板の製造方法。
〔１１〕前記第一の冷間圧延は、圧下率１０％超の冷間圧延を施すことを特徴とする本発明の高強度鋼板の製造方法。
〔１２〕前記熱処理用鋼板を、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する前記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限して冷却した後の鋼板を２００℃から６００℃に加熱する焼戻処理を施すことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１３〕前記焼戻処理に先立ち圧下率２．０％以下の調質圧延を施すことを特徴とする本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１４〕本発明の製造方法において、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留中に亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１５〕本発明の製造方法において、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域に滞留させ、室温まで冷却した後、鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１６〕本発明の製造方法において、焼戻処理中に亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１７〕本発明の製造方法において、焼戻処理を行い、室温まで冷却した後、鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１８〕本発明の製造方法において、めっき浴に浸漬後、引き続き３００℃から５５０℃に滞留する間に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を４５０℃から５５０℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〔１９〕本発明の製造方法において、焼戻処理におけるめっき層又は亜鉛合金めっき層の加熱温度を４５０℃から５５０℃とし、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
本発明製造方法Ａの工程条件について説明する。
鋼板加熱温度：（Ａc1＋２５）℃からＡc3点
加熱速度限定温度域：７００℃から（Ａc3−２０）℃
加熱条件：下記式（３）
鋼板ａを（Ａc1＋２５）℃からＡc3点に加熱する。加熱の際、７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域において、下記式（３）を満たす加熱条件とする。

Claims (19)

  1. 成分組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０５〜０．３０％、
    Ｓｉ：２．５０％以下、
    Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
    Ｐ ：０．１００％以下、
    Ｓ ：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１〜２．０００％、
    Ｎ ：０．０１５０％以下、
    Ｏ ：０．００５０％以下、
    残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼板において、
    鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織が、体積％で、
    針状フェライト：２０％以上、
    マルテンサイト：１０％以上
    を含み、
    塊状フェライト：２０％以下、
    残留オーステナイト：２．０％以下、
    上記全組織にさらにベイナイト及びベイニティックフェライトを加えた組織以外の組織：５％以下
    に制限され、
    かつ、前記マルテンサイトが下記式（Ａ）を満たす
    ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
    Figure 2020121417
     ここで、ｄｉは１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織においてｉ番目に大きい島状マルテンサイトの円相当径［μｍ］であり、ａｉは１／８ｔ（ｔ：板厚）〜３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織においてｉ番目に大きい島状マルテンサイトのアスペクト比である。
  2. 前記成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．３０％以下、
    Ｎｂ：０．１０％以下、
    Ｖ ：１．００％以下
    の１種又は２種以上を含む
    ことを特徴とする請求項１に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
  3. 前記成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：２．００％以下、
    Ｎｉ：２．００％以下、
    Ｃｕ：２．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｗ ：１．００％以下、
    Ｂ ：０．０１００％以下、
    Ｓｎ：１．００％以下、
    Ｓｂ：０．２０％以下
    の１種又は２種以上を含む
    ことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
  4. 前記成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０１００％以下含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
  5. 前記ミクロ組織のマルテンサイトが、体積％で、平均直径１．０μｍ以下の微細炭化物が析出した焼戻しマルテンサイトを全マルテンサイトに対して３０％以上含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
  6. 前記高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
  7. 前記亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層が合金化めっき層であることを特徴とする請求項６に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板。
  8. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
    請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成の鋼片を熱間圧延に供し、８５０℃から１０５０℃で熱間圧延を完了して熱間圧延後の鋼板とし、
    前記熱間圧延後の鋼板を、８５０℃から５５０℃まで、平均冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、下記式で定義するベイナイト変態開始温度Ｂｓ点以下の温度で巻き取り、
    Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃まで、下記式（１）を満たす条件で冷却して熱延鋼板とし、
    前記熱延鋼板に圧下率１０％以下の冷間圧延を施すか、施さずにして、熱処理用鋼板を製造し、
    前記熱処理用鋼板を、（Ａc1＋２５）℃からＡc3点の温度に、７００℃から最高加熱温度又は（Ａc3−２０）℃のいずれか低い温度を終点とする温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（３）を満たす条件で加熱し、最高加熱温度−１０℃から最高加熱温度の温度域に１５０秒以下保持し、
    加熱保持温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を２５℃／秒以上として冷却し、
    ５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する下記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限して冷却することを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    Ｂｓ点（℃）＝６１１−３３・［Ｍｎ］−１７・［Ｃｒ］
    −１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］−１１・［Ｓｉ］
    ＋３０・［Ａｌ］＋（２４・［Ｃｒ］＋１５・［Ｍｏ］
    ＋５５００・［Ｂ］＋２４０・［Ｎｂ］）／（８・［Ｃ］）
    ［元素］：元素の質量％
    Figure 2020121417
     Ｂｓ：Ｂｓ点（℃）
    ＷM：各元素の組成（質量％）
    Δｔ(ｎ)：熱間圧延後の冷却から巻取りを経て４００℃まで冷却する間における（Ｂｓ−１０×（ｎ−１））℃から（Ｂｓ−１０×ｎ）℃までの経過時間（秒）
    Figure 2020121417
     Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
    ＷM：各元素種の組成（質量％）
    ｆγ（ｎ）：ｎ番目の区間における平均逆変態率
    Ｔ（ｎ)：ｎ番目の区間における平均温度（℃）
    Figure 2020121417
    Figure 2020121417
     Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
    Ｂｓ：Ｂｓ点（℃）
    Ｔ（ｎ）：各ステップにおける平均温度（℃）
    ＷM：各元素種の組成（質量％）
  9. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
    請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成の鋼片を熱間圧延に供し、８５０℃から１０５０℃で熱間圧延を完了して熱間圧延後の鋼板とし、
    前記熱間圧延後の鋼板を、８５０℃から５５０℃まで、平均冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、下記式で定義するベイナイト変態開始温度Ｂｓ点以下の温度で巻き取り、
    Ｂｓ点から（Ｂｓ点−８０）℃まで、下記式（１）を満たす条件で冷却して熱延鋼板を製造し、
    前記熱延鋼板に第一の冷間圧延を施すか、施さずにして、中間熱処理用鋼板を製造し、
    前記中間熱処理用鋼板を、（Ａc3−２０）℃以上の温度に、７００℃から（Ａc3−２０）℃の温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（２）を満たす条件で加熱し、
    次いで、加熱温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とし、Ｂｓ点から（Ｂｓ−８０）℃の温度域の平均冷却速度を２０℃／秒以上として冷却し、（Ｂｓ−８０）℃からＭｓ点における滞留時間を１０００秒以下とし、Ｍｓ点から（Ｍｓ−５０）℃における平均冷却速度を１００℃／秒以下に制限して冷却して中間熱処理鋼板とし、
    前記冷却した中間熱処理鋼板に圧下率１０％以下の第二の冷間圧延を施すか、施さずにして、熱処理用鋼板を製造し、
    前記熱処理用鋼板を、（Ａc1＋２５）℃からＡc3点の温度に、７００℃から最高加熱温度又は（Ａc3−２０）℃のいずれか低い温度を終点とする温度域における経過時間を１０分割して計算する下記式（３）を満たす条件で加熱し、最高加熱温度−１０℃から最高加熱温度の温度域に１５０秒以下保持し、
    加熱保持温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を２５℃／秒以上として冷却し、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する下記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限して冷却することを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    Ｂｓ点（℃）＝６１１−３３・［Ｍｎ］−１７・［Ｃｒ］
    −１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］−１１・［Ｓｉ］
    ＋３０・［Ａｌ］＋（２４・［Ｃｒ］＋１５・［Ｍｏ］
    ＋５５００・［Ｂ］＋２４０・［Ｎｂ］）／（８・［Ｃ］）
    ［元素］：元素の質量％
    Figure 2020121417
     Ｂｓ：Ｂｓ点（℃）
    ＷM：各元素の組成（質量％）
    Δｔ(ｎ)：熱間圧延後の冷却から巻取りを経て４００℃まで冷却する間における（Ｂｓ−１０×（ｎ−１））℃から（Ｂｓ−１０×ｎ）℃までの経過時間（秒）
    Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４［Ｃ］−３３・［Ｍｎ］
    −１７・［Ｃｒ］−１７・［Ｎｉ］−２１・［Ｍｏ］
    −１１・［Ｓｉ］＋３０・［Ａｌ］
    ［元素］：元素の質量％
    Figure 2020121417
     Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
    ｆγ（ｎ）：ｎ番目の区間における平均逆変態率
    Ｔ（ｎ)：ｎ番目の区間における平均温度（℃）
    Figure 2020121417
     Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
    ＷM：各元素種の組成（質量％）
    ｆγ（ｎ）：ｎ番目の区間における平均逆変態率
    Ｔ（ｎ)：ｎ番目の区間における平均温度（℃）
    Figure 2020121417
    Figure 2020121417
     Δｔ：経過時間の１０分の１（秒）
    Ｂｓ：Ｂｓ点（℃）
    Ｔ（ｎ）：各ステップにおける平均温度（℃）
    ＷM：各元素種の組成（質量％）
  10. 前記第一の冷間圧延は、圧下率８０％以下であることを特徴とする請求項９に記載の熱処理用鋼板の製造方法。
  11. 前記第一の冷間圧延は、圧下率１０％超の冷間圧延を施すことを特徴とする請求項９又は１０に記載の熱処理用鋼板の製造方法。
  12. 前記熱処理用鋼板を、５５０℃又はＢｓ点のいずれか低い方を起点として３００℃までの温度域における滞留時間を１０分割して計算する前記式（４）及び式（５）を満たす範囲に制限して冷却した後の鋼板を２００℃から６００℃に加熱する焼戻処理を施すことを特徴とする請求項８〜１１のいずれか１項に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  13. 前記焼戻処理に先立ち圧下率２．０％以下の調質圧延を施すことを特徴とする請求項１２に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  14. 請求項６に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
    請求項８〜１３のいずれか１項に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法において、５５０〜３００℃での滞留中に亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
    ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  15. 請求項６に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
    請求項８〜１３のいずれか１項に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法において、５５０℃から３００℃で滞留させ、室温まで冷却した後、鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
    ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  16. 請求項６に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
    請求項１２又は１３に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法において、焼戻処理中に亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
    ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  17. 請求項６に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
    請求項１２又は１３に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法において、焼戻処理を行い、室温まで冷却した後、鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
    ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  18. 請求項７に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
    請求項１７に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法において、めっき浴に浸漬後、引き続き３００℃から５５０℃に滞留する間に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を４５０℃から５５０℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
    ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  19. 請求項７に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
    請求項１５、１６、及び、１８のいずれか１項に記載の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法において、焼戻処理におけるめっき層又は亜鉛合金めっき層の加熱温度を４５０℃から５５０℃とし、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
    ことを特徴とする成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3719155B1 (en) * 2017-11-29 2024-04-03 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
CN110983187A (zh) * 2019-12-25 2020-04-10 南阳汉冶特钢有限公司 一种新型高强耐候管线钢x80钢板及其生产方法
EP4186987A4 (en) * 2020-10-15 2023-09-27 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET AND ITS MANUFACTURING METHOD
CN112593158B (zh) * 2020-12-11 2021-11-30 湖南华菱涟源钢铁有限公司 690MPa耐低温超高强耐候钢板及制备方法
KR102440756B1 (ko) * 2020-12-15 2022-09-08 주식회사 포스코 표면 경도가 낮고 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
CN114672739B (zh) * 2022-04-20 2023-08-29 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种逆相变钒微合金化轻质高强钢及其生产方法
CN114908292B (zh) * 2022-05-06 2023-05-16 鞍钢股份有限公司 一种先进核电机组蒸发器用钢板及其制造方法
CN114657479B (zh) * 2022-05-11 2023-05-16 马鞍山钢铁股份有限公司 一种厚规格高强度且低温韧性优良的热轧耐蚀钢及其制造方法和应用

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3724193B2 (ja) * 1997-06-06 2005-12-07 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃特性に優れかつ降伏比が低い高強度高加工性熱延鋼板
JP4005517B2 (ja) 2003-02-06 2007-11-07 株式会社神戸製鋼所 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板
JP4158593B2 (ja) 2003-04-28 2008-10-01 Ｊｆｅスチール株式会社 耐二次加工脆性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3889766B2 (ja) 2005-03-28 2007-03-07 株式会社神戸製鋼所 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5234893B2 (ja) 2007-05-31 2013-07-10 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5031531B2 (ja) * 2007-11-20 2012-09-19 新日本製鐵株式会社 母材低温靭性およびｈａｚ低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板とその製造方法
KR101445813B1 (ko) * 2009-11-30 2014-10-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 내수소취화 특성이 우수한 인장 최대 강도가 900 ＭＰａ 이상인 고강도 강판 및 그 제조 방법
CN102712980B (zh) * 2010-01-26 2014-07-02 新日铁住金株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5589893B2 (ja) 2010-02-26 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5510025B2 (ja) 2010-04-20 2014-06-04 新日鐵住金株式会社 伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5765080B2 (ja) 2010-06-25 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5776398B2 (ja) * 2011-02-24 2015-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
US9745639B2 (en) * 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
KR101598307B1 (ko) * 2011-07-29 2016-02-26 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 내충격 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법, 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP5894397B2 (ja) * 2011-08-29 2016-03-30 キヤノン株式会社 撮像装置、アクセサリ及び撮像システム
RU2566121C1 (ru) * 2011-09-30 2015-10-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный гальванизированный погружением стальной лист с превосходной характеристикой сопротивления удару и способ его изготовления и высокопрочный, подвергнутый легированию, гальванизированный погружением стальной лист и способ его изготовления
JP5761080B2 (ja) 2012-03-01 2015-08-12 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
US20180127846A9 (en) * 2014-10-30 2018-05-10 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
JP6290074B2 (ja) * 2014-12-12 2018-03-07 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP6032300B2 (ja) * 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6762868B2 (ja) * 2016-03-31 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2017169329A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

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