JPWO2020256010A1 - 高強度鋼板 - Google Patents

Abstract

本発明の高強度鋼板は、所定の成分組成を有すると共に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｉ、ＣｕおよびＭｏの質量％での含有量が所定の関係を満足するものであり、鋼組織が、面積率で、合計で８５．０％以上９９．０％以下のフェライト、セメンタイトおよびパーライト、並びに、合計で１．０％以上１５．０％以下のマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトから構成され、Ｎｉ-Ａｌの列状析出相がフェライトの粒界上に存在し、前記列状析出相による前記フェライト粒界の被覆率が、総粒界長さの５．０％以上であり、引張強さが５９０ＭＰａ以上のものである。

Description

本発明は、高強度鋼板に関する。
本願は、２０１９年０６月１７日に、日本に出願された特願２０１９−１１２０８１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、自動車の燃費や衝突安全性などの向上を目的に、自動車部品において高強度鋼板の使用比率が高まっている。鋼板は高強度化に伴って加工性が劣化する傾向があることから、従来、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼やＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ
Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼などの高強度と加工性とを両立し得る鋼板が開発されている。また、自動車の衝突安全性をより高める観点からは、衝突時の吸収エネルギーを増加させることも自動車部品に要求される。この要求に対しては、自動車部品を構成する鋼板の降伏強さを高めることが有効である。しかし、鋼板は、降伏強さが高いほど延性が低下し易い。降伏強さが高く延性が低い鋼板が自動車部品に用いられる場合、当該鋼板は、自動車の衝突時に伸びが不足して破断する場合がある。このように鋼板が破断すると、その鋼板は、衝撃を十分に吸収できず、降伏強さが高いことによる性能を十分に発揮できない場合がある。

自動車部品は鋼板をプレス成形して製造される場合がある。鋼板をプレス成形して得られた自動車部品を車体骨格に組み上げた後の塗装工程（塗装焼付処理）では、鋼板に焼付硬化が発現する。焼付硬化は、歪み時効に起因して鋼板の降伏強さが高くなる現象であり、歪み時効硬化とも呼ばれる。焼付硬化は、鋼中の固溶Ｃや固溶Ｎ等の侵入型元素に起因して発現する。ＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼はＣを多量に含むため、焼付硬化量（歪み時効に起因する鋼板の降伏強さの上昇量）が大きい。そのため、従来のＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼からなる自動車部品は、焼付硬化によって降伏強さが高くなっても、延性が低下する場合がある。このような課題に対して、焼付硬化後の延性を確保するために、鋼板の強度を確保しつつ、鋼組織中のマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相を少なくする技術が検討されている。

例えば、特許文献１には、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相を少量に抑えた鋼板が開示されている。特許文献１に記載されている鋼板は、フェライトを主相とし、体積率で、パーライトを２〜１２％、マルテンサイトを３％以下含み、残部が低温生成相からなるものである。

国際公開第２０１７／１６９９４１号

しかしながら、特許文献１に記載の鋼板は、引張強さが４４０ＭＰａ級であり、近年の自動車等に用いられる衝撃吸収部材に適用するには強度が不十分である。また、特許文献１には、プレス成形後、塗装焼付を行った場合の鋼板の延性について言及されていない。

上記のように、従来の高強度鋼板は、焼付硬化による降伏強さの上昇に伴って延性が低下し易い場合がある。本発明は、係る事情に鑑み、焼付硬化による延性の低下が抑制される高強度鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、塗装焼付処理後の鋼板の延性について種々検討を重ねた結果、実験結果から以下の知見（ａ）および（ｂ）を得た。
（ａ）所定量のＮｉおよびＡｌを同時に含有させ、Ｎｉ−Ａｌの列状析出相（Ｎｉ−Ａｌの金属間化合物）を生成させるとともに、フェライト、セメンタイトおよび／またはパーライトとからなる組織を主相とし、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトの硬質相を少量含む鋼板は、５９０ＭＰａ以上の引張強さを有し、且つ引張試験における伸びの変化量がＢＨ処理（予歪み２％付与後、１７０℃で２０分の熱処理）前後で４％以下となる。（ｂ）上記のような鋼組織を有する鋼板を得るためには、熱間圧延後の冷却速度と、その後の急冷条件及び巻取温度とを制御することが重要である。

上記鋼板において塗装焼付処理後の延性が良好な理由は明確でないが、本発明者らは、以下のように推測する。歪み時効硬化（焼付硬化）は、加工により導入された転位に炭素が固着して転位を安定化し、転位運動に対する抵抗が高まることで、降伏強さが上昇する現象である。オーステナイトからマルテンサイトやベイナイトに相変態する際には転位の生成を伴う。したがって、強度が同程度の鋼板で比較すると、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを少量含む本発明に係る鋼板の転位密度は、マルテンサイトおよび／またはベイナイトを多量に含む従来の鋼板の転位密度よりも低い。予歪み付与後も同様に、本発明に係る鋼板の転位密度は、従来の鋼板の転位密度よりも低い。これらの理由から、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトの組織分率が少ない本発明に係る鋼板では、歪み時効硬化により安定化する転位の量が少なく、延性の低下が抑制されると推測できる。

本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。［１］本発明の一態様に係る高強度鋼板は、成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１５０％以上０．３０００％以下、
Ｓｉ：０％超３．０００％以下、
Ｍｎ：０．０５０％以上３．６００％以下、
Ｐ：０％超０．０３０％以下、
Ｓ：０％超０．０２００％以下、
Ａｌ：０．５００％以上５．０００％以下、
Ｎ：０％超０．０１００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以上１２．３００％以下、
Ｃｕ：０％以上４．８００％以下、
Ｍｏ：０％以上２．５００％以下、
Ｃａ：０％以上０．０２００％以下、
Ｍｇ：０％以上０．０２００％以下、および
ＲＥＭ：０％以上０．０２００％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記（１）式、（２）式および（３）式の関係を同時に満足し、
鋼組織が、面積率で、合計で８５．０％以上９９．０％以下のフェライト、セメンタイトおよびパーライト、並びに、合計で１．０％以上１５．０％以下のマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトから構成され、
Ｎｉ−Ａｌの列状析出相がフェライトの粒界上に存在し、前記列状析出相による前記フェライト粒界の被覆率が、総粒界長さの５．０％以上であり、
引張強さが５９０ＭＰａ以上である。
（Ｎｉ％＋１２．００×Ｃ％＋２．００×Ｍｎ％＋１．２０×Ｃｕ％）−２．００×（Ａｌ％＋０．５０×Ｓｉ％＋０．２５×Ｍｏ％）≧０．０ （１）
３．７２５×Ｃ％＋０．１６０×Ｓｉ％＋０．６３０×Ｍｎ％−０．１１０×Ａｌ％＋０．２１０×Ｎｉ％＋０．４５０×Ｃｕ％＋０．６２０×Ｍｏ％−１．８１８≦１．０００
（２）
Ｎｉ％−０．５×Ｃｕ％≧０．０ （３）
ここで、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ａｌ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％およびＭｏ％は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｉ、ＣｕおよびＭｏの質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。
［２］上記［１］に記載の高強度鋼板は、前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０％以上４．８００％以下、
Ｍｏ：０．０３０％以上２．５００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、および
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の高強度鋼板は、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を表面に有してもよい。

本発明に係る上記態様によれば、焼付硬化による延性の低下が抑制される高強度鋼板を提供することができる。上記態様に係る高強度鋼板は、耐衝突特性が要求される衝撃吸収部材に好適である。

以下、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板（以下、本実施形態に係る高強度鋼板または単に鋼板と記載する場合がある）について説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
本実施形態に係る高強度鋼板は、以下に説明する成分組成（化学組成）および金属組織を有する。本実施形態において「高強度鋼板」とは、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上である鋼板を意味する。

（成分組成）
まず、本実施形態に係る高強度鋼板の成分組成について説明する。各元素の含有量についての「％」は全て「質量％」を意味する。

「Ｃ：０．０１５０％以上０．３０００％以下」
Ｃは、鋼中に炭化物を形成してベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを得るために必須の元素である。Ｃ含有量が０．０１５０％未満では、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの面積率を合計で１．０％以上とすることができない。そのため、Ｃ含有量は０．０１５０％以上とする。
一方、Ｃ含有量が０．３０００％を超えると、鋼中の固溶炭素量の増加に伴って焼付硬化が過剰に発現し、焼付硬化後の鋼板の延性が顕著に劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．３０００％以下とする。

「Ｓｉ：０％超３．０００％以下」
Ｓｉは、熱力学的にフェライトを安定化する元素であり、フェライトに固溶して固溶体硬化を発現させる有用な元素である。また、Ｓｉは、炭化物の形成を阻害することで、マルテンサイトの生成を促進する元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量は０％超とする。
一方、Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高める元素でもある。そのため、Ｓｉ含有量が多すぎると、熱間圧延後の冷却過程においてオーステナイトからフェライトへの変態が遅れ、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトが形成されやすくなる。熱間圧延後の冷却過程において所望量のフェライトを生成させるために、Ｓｉ含有量は３．０００％以下とする。

「Ｍｎ：０．０５０％以上３．６００％以下」
Ｍｎは、熱力学的にオーステナイトを安定化する元素である。また、Ｍｎは、Ｓによる熱間圧延時の表面疵を低減するのに有用な元素である。これら効果を得るために、Ｍｎ含有量は０．０５０％以上とする。
一方、Ｍｎは焼入れ性を高めるので、Ｍｎ含有量が多すぎると、熱間圧延後の冷却過程においてオーステナイトからフェライトへの変態が遅れ、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトが形成されやすくなる。ベイナイトおよび／またはマルテンサイトの面積率が増加することを抑制して所望の鋼組織を得るため、Ｍｎ含有量は３．６００％以下とする。

「Ｐ：０％超０．０３０％以下」
Ｐは粒界に偏析しやすい元素である。Ｐ含有量が多すぎると、高強度鋼板においては脆化が助長され、加工性が低下する場合がある。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。
一方、Ｐは、固溶体硬化により鋼板の強度を高める元素でもある。また、Ｐ含有量を過剰に低減すると精錬コストが上昇する。そのため、Ｐ含有量は０％超、または０．００１％以上としてもよい。

「Ｓ：０％超０．０２００％以下」
Ｓは、鋼中で介在物として存在する。Ｓ含有量が０．０２００％を超えると、介在物量が増加し、鋼板の加工時に介在物が破断の起点となって鋼板の成形性が低下する場合がある。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする
一方、Ｓ含有量を過剰に低減すると精錬コストが上昇する。そのため、Ｓ含有量は０％超、または０．０００１％以上としてもよい。

「Ａｌ：０．５００％以上５．０００％以下」
Ａｌは、Ｓｉと同様に熱力学的にフェライトを安定化する元素であるとともに、鋼中で炭化物の形成を阻害する元素である。また、Ａｌは、所定量のＮｉと同時に含有されると、鋼板を高強度化させる元素である。ＡｌとＮｉとを同時に含有させることによる鋼板の高強度化は、Ｎｉ−Ａｌの列状析出相（Ｎｉ−Ａｌ金属間化合物）ならびに固溶クラスターの形成によると考えられる。また、その効果を得るためには、熱間圧延後のフェライト変態を促進する必要があると考えられる。
Ａｌ含有量が０．５００％未満では、十分な量のフェライトが生成せず、上記の効果が得られない。そのため、Ａｌ含有量は０．５００％以上とする。
一方、Ａｌ含有量が５．０００％を超えると、熱間圧延中にフェライトが生成してしまう。その結果、熱間圧延時に加工オーステナイトおよび加工フェライトが形成されることで、冷却時に加工オーステナイトが変態して生成したフェライトと、加工フェライトが回復・再結晶で生成したフェライトとからなる混合組織が形成される。このような混合組織の機械特性は、それらの形成割合で鋭敏に変動する。そのため、鋼板の鋼組織を上記のような混合組織とした場合には、工業的に安定した機械特性を得ることができない。したがって、Ａｌ含有量は５．０００％以下とする。

「Ｎ：０％超０．０１００％以下」
Ｎは、侵入型元素であり、歪み時効硬化に寄与する元素である。しかしながら、本実施形態に係る高強度鋼板はＡｌを必須元素として含むため、Ｎは鋼中で主に窒化アルミニウム（ＡｌＮ）として存在する。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると粗大なＡｌＮ量が増加し、鋼板の加工時に粗大なＡｌＮが破断起点となって鋼板の成形性が劣化する場合がある。したがって、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。
一方、Ｎ含有量を過剰に低減すると精錬コストが上昇する。そのため、Ｎ含有量は０％超、または０．０００１％以上としてもよい。

「Ｎｉ：１．０００％以上１２．３００％以下」
Ｎｉは、Ｍｎと同様に熱力学的にオーステナイトを安定化する元素であり、鋼中で炭化物の形成を阻害する元素でもある。また、Ｎｉは、所定量のＡｌと同時に含有されると、鋼板を高強度化させる元素である。この理由は定かではないが、ＮｉおよびＡｌの列状析出相（Ｎｉ−Ａｌ金属間化合物）および固溶クラスターが形成されるためと推測される。ＮｉとＡｌとを同時に含有させることによる鋼板の高強度化の効果を得るために、Ｎｉ含有量は１．０００％以上とする。
一方、Ｎｉ含有量が１２．３００％を超えると、熱間圧延後の冷却過程においてオーステナイトからフェライトへの変態が遅れ、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトが多量に形成され、所望の鋼組織が得られない。そのため、Ｎｉ含有量は１２．３００％以下とする。

本実施形態に係る高強度鋼板の成分組成において、上述の元素以外、すなわち残部はＦｅおよび不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから不可避的に混入する元素又は製鋼過程で不可避的に混入する元素であって、本実施形態に係る高強度鋼板が上記本実施形態に係る高強度鋼板の効果を奏し得る範囲で許容される元素を例示することができる。不純物の合計含有量は、０．１００％以下であることが好ましい。不純物のうち、Ｏは、その含有量を０．０１０％以下とすることが好ましい。
本実施形態に係る高強度鋼板には、残部のＦｅの一部に代えて、下記に示す任意元素の１種以上を含有させてもよい。ただし、下記に示す任意元素を含有させなくても本実施形態に係る高強度鋼板はその課題を解決することができるので、任意元素の含有量の下限は０％である。

「Ｃｕ：０％以上４．８００％以下」
Ｃｕは、ＭｎおよびＮｉと同様に、熱力学的にオーステナイト相を安定化する元素である。この効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量を０．０５０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が多すぎると、熱間圧延後の冷却過程において所望量のフェライトを生成させることができない。そのため、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量は４．８００％以下とする。

「Ｍｏ：０％以上２．５００％以下」
Ｍｏは、ＳｉおよびＡｌと同様に、フェライト相を安定化させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０３０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が多すぎると、熱間圧延後の冷却過程において所望量のフェライトを生成させることができない。そのため、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量は２．５００％以下とする。

「Ｃａ：０％以上０．０２００％以下」
「Ｍｇ：０％以上０．０２００％以下」
「ＲＥＭ：０％以上０．０２００％以下」
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも酸化物や硫化物などの介在物の形状を制御する元素である。具体的には、介在物を微細分散化し、加工時の破断起点の要因を減少させ、鋼板の加工性向上に寄与する元素である。これらの効果を確実に発現させるには、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうち１種でもその含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。ただし、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうち１種でもその含有量が０．０２００％を超えると、介在物の総数が増加し、鋼板の内部品質が悪化する。したがって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ、０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
ＲＥＭは、スカンジウム、イットリウム、ランタンからルテチウムまでの１７元素を指し、一般的に希土類元素、あるいはレアアースと呼ばれている。ＲＥＭが複数種類含まれる場合、ＲＥＭの上記含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。

前述の元素のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｉ、ＣｕおよびＭｏの含有量は下記（１）式、（２）式および（３）式を同時に満たす必要がある。
（Ｎｉ％＋１２．００×Ｃ％＋２．００×Ｍｎ％＋１．２０×Ｃｕ％）−２．００×（Ａｌ％＋０．５０×Ｓｉ％＋０．２５×Ｍｏ％）≧０．０ （１）
３．７２５×Ｃ％＋０．１６０×Ｓｉ％＋０．６３０×Ｍｎ％−０．１１０×Ａｌ％＋０．２１０×Ｎｉ％＋０．４５０×Ｃｕ％＋０．６２０×Ｍｏ％−１．８１８≦１.０００
（２）
Ｎｉ％−０．５×Ｃｕ％≧０．０ （３）
ここで、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ａｌ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％およびＭｏ％は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｉ、ＣｕおよびＭｏの質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。

上記（１）式は、熱間圧延中にフェライトを生成せず、オーステナイトの単相域で熱間圧延するための条件式である。また、（１）式は、Ｎｉ−Ａｌの列状析出相による鋼板の強度−延性バランスの向上ならびに焼付硬化後の延性の低下を抑えるための指標を示す条件式でもある。
まず、鋼板特性に与える前者の影響を述べる。Ｃ、Ｍｎ、ＮｉおよびＣｕといったオーステナイトを安定化する元素の含有量に比べ、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｏといったフェライトを安定化する元素の含有量が多いと、熱間圧延中にオーステナイトだけでなくフェライトが生成される。Ａｌ含有量の限定理由でも述べたが、熱間圧延中に混在するオーステナイトおよびフェライトは、熱間圧延により各々加工オーステナイトと加工フェライトとなり、冷却時に前者は変態で生成したフェライト、後者は回復・再結晶で生成したフェライトとなり、混合組織を形成する。このような混合組織の機械特性はそれらの形成割合により大きく変動することから、工業上、安定した機械特性を得ることができない。
続いて、鋼板特性に与える後者の影響を述べる。前述の熱間圧延においてオーステナイトを安定化させるＮｉ原子はオーステナイト相中に均一分散するものの、フェライトを安定化させるＡｌ原子はオーステナイト相中に固溶するよりもオーステナイトの粒界に偏析する。本実施形態に係る高強度鋼板では、熱間圧延後の鋼におけるフェライト粒界（近傍を含む）に列状析出相が生成することにより強度−延性バランスおよび焼付硬化後の延性の低下が抑制される。詳細なメカニズムは明らかではないものの、フェライト粒界に列状析出相が生成するとフェライト粒界近傍の変形抵抗が上昇し、焼付硬化処理前の鋼板に変形を与えたときに鋼のフェライト粒内で増殖する転位がフェライト粒界に集積しにくくなることで、変形に伴うボイドの生成が抑制され、強度−延性バランスが向上すると考えられる。また、従来の鋼において焼付硬化処理後の延性を劣化させる原因は、フェライト粒界に過度に転位が集積した状態で焼付の熱処理を与えて転位の移動度を低下させたためであり、フェライト粒界への転位の過度な集積を抑えることで、焼付硬化処理後の延性低下を抑えることが可能と理解される。そのため、本実施形態に係る高強度鋼板では、成分組成において、各元素の含有量が所定の範囲であることに加え、上記（１）式を満足する必要がある。

上記（２）式は、熱間圧延後の冷却中にフェライトを生成させるための条件式である。本発明者らは、ＮｉとＡｌとを同時に含有させることによる高強度化の発現は、ｂｃｃ結晶構造を持つフェライト組織の生成後にフェライト粒界に列状析出相が生成することによって起こるという実験結果を得ている。焼入れ性を高める元素が一定量以上になると熱間圧延後の冷却中にフェライトが十分に生成せず、フェライト粒界での列状析出相の生成が抑制されるので、鋼板の高強度化および高延性化が図れない。そのため、本実施形態に係る高強度鋼板の成分組成では、各元素の含有量が所定の範囲であることに加え、上記（２）式を満足する必要がある。

上記（３）式は、Ｃｕの溶融相による熱間脆性を防止する観点から必要なＮｉ含有量を規定する条件式である。Ｃｕによる熱間脆性防止の観点からは、Ｃｕ含有量はＮｉ含有量の２.０倍まで許容される。Ｎｉ含有量がＣｕ含有量の半分（０．５倍）以上であれば、熱間脆性を抑制できる。そのため、本実施形態に係る高強度鋼板の成分組成では、上記（３）式を満足する必要がある。

次に、本実施形態に係る高強度鋼板の鋼組織（ミクロ組織）について説明する。

（鋼組織）
本実施形態に係る高強度鋼板の鋼組織は、面積率で、合計で８５．０％以上９９．０％以下のフェライト、セメンタイトおよびパーライト、並びに、合計で１．０％以上１５．０％以下のマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる。

各組織の面積率は、以下の方法により測定することができる。
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるように試料を採取する。観察面のうち鋼板表面から板厚ｔの１／４の位置（ｔ／４の位置）を中心とする、板厚方向でｔ／８〜３ｔ／８の範囲内における、１００μｍ×１００μｍの領域を観察領域とする。この観察領域をレペラーエッチングで腐食し、光学顕微鏡を用いて腐食された面を撮影した組織画像を解析して、各組織の面積率を算出する。

本実施形態に係る高強度鋼板の鋼組織は、上記のように、フェライト、セメンタイト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうち複数の組織の組み合わせからなる。撮影された組織画像は黒色部分と灰色部分と白色部分とに区別できる。このうち灰色部分にフェライトおよびベイナイトが含まれ、黒色部分にセメンタイトおよびパーライトが含まれ、白色部分にマルテンサイトおよび残留オーステナイトが含まれる。そのため、白色部分をマルテンサイトおよび残留オーステナイトとみなす。灰色部分において、ラス状の組織をベイナイトとみなし、ラス状の組織以外の組織をフェライトとみなす。また、黒色部分において点状に並ぶ組織をセメンタイト、黒色部分が列状に並びあるいは直径１．０μｍ超の塊状として存在する組織をパーライトとみなす。少なくとも３つの観察領域の組織画像を解析し、各組織の面積率の平均値を算出することで、各組織の面積率を得る。

「フェライト、セメンタイトおよびパーライトの面積率：合計で８５．０％以上９９．０％以下」
本発明者らは、種々の実験から、冷却中の高強度化の効果は、フェライトまたはパーライト組織によって発現されることを知見した。すなわち、鋼板を十分に高強度化するためには、所望量のフェライトまたはパーライトを含ませることが重要である。本実施形態に係る高強度鋼板の成分組成においてフェライトおよび／またはパーライトを生成させた場合には、少量のセメンタイトも生成される。そのため、本実施形態では、フェライト、セメンタイトおよびパーライトの合計の面積率を規定する。本実施形態では、フェライト、セメンタイトおよびパーライトの面積率は、合計で８５．０％以上９９．０％以下とする。十分な効果を得るためには上記組織のうちフェライト単独の面積率は４０．０％以上であることが好ましい。

「マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの面積率：合計で１．０％以上１５．０％以下」
本実施形態に係る高強度鋼板の鋼組織において、フェライト、セメンタイトおよびパーライト以外の組織は、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの１種以上である。
本実施形態では、所望量のマルテンサイト、ベイナイトおよび／または残留オーステナイトを含ませることが重要である。そのため、本実施形態では、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの合計の面積率を規定する。マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトを含まず、フェライト、セメンタイトおよび／またはパーライトからなる鋼組織では、降伏伸びが顕著に高くなる。降伏伸びが生じた部分は、変形が進んだ部分と未変形の部分とが混存し、変形の進んだ板厚の薄い部分で局所的に変形が集中し、早期に板破断が発生する。すなわち、鋼板の延性が低くなる。そのため、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトを１．０％以上含ませることで、降伏伸びが過剰に上昇することを抑制する。一方、これらの組織は、強度上昇に寄与するが、面積率が増えるほど焼付硬化量も増加させ、塗装焼付処理後の鋼板の延性を劣化させる。そのため、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの面積率は１５．０％以下とする。

Ｎｉ−Ａｌの列状析出相がフェライトの粒界上に存在し、列状析出相によるフェライト粒界の被覆率が、総粒界長さの５．０％以上
Ｎｉ−Ａｌの列状析出相がフェライトの粒界上に存在し（フェライト粒界を被覆し）、Ｎｉ−Ａｌの列状析出相によるフェライト粒界の被覆率が５．０％以上であることで、本実施形態に係る高強度鋼板では、ベイナイトやマルテンサイトなどの組織の面積率が小さくても、５９０ＭＰａ以上の高強度を得ることができる。
被覆率の上限は特に限定されないが、降伏伸びが過剰に上昇することを抑制する点で９０．０％以下であることが好ましい。

Ｎｉ−Ａｌの列状析出相の同定とフェライト粒界の被覆率の測定とは、以下に示すように透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で得た組織観察写真により行う。本実施形態では、直径が２０ｎｍ以下かつ長さが５００ｎｍ以下の棒状の形状を有するＮｉ−Ａｌ金属間化合物が列状あるいは点状に析出し、かつ隣接するＮｉ−Ａｌの金属間化合物同士の間隔が１００ｎｍ以内となるように分散した塊状組織を、１つの列状析出相とする。
まず、鋼板から精密切断機を用いて観察用の素材を切り出し、これを観察位置である板厚方向の１／４位置の厚さまでエメリー紙にて切削研磨し、素材厚みを０．１ｍｍに調整後、打抜きパンチで３ｍｍφの試料を素材から打抜いた試料に両面ジェット電解研磨を行うことで、ＴＥＭ観察用の試料を作製する。このＴＥＭ観察用試料において、４．０μｍ×４．０μｍの領域をランダムに選択し、ＥＤＳによる元素分析とナノビーム回折（ＮＢＤ／Ｎａｎｏ Ｂｅａｍ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ;微小部電子回折）法による結晶構造解析によってＮｉ−Ａｌの金属間化合物の生成場所を同定し、その生成場所が含まれるようにＴＥＭ写真を撮影する。この操作を繰り返し行うことで得た２５枚のＴＥＭ写真において、Ｎｉ−Ａｌの列状析出相と接するフェライトの粒界長さを、フェライトの総粒界長さで割ることによりフェライト粒界の被覆率を求める。
列状析出相に接するフェライト粒界の長さは、画像解析により次の手順で求める。１つのフェライト粒内に存在する列状析出相（金属間化合物が分散析出している領域）において、その最外周に位置するＮｉ−Ａｌの金属間化合物のそれぞれを中心として半径１００ｎｍの円を描き、この円を連結させて得られる範囲（いずれかの円に含まれる範囲）を列状析出相の境界領域とし、この境界領域の中に含まれるフェライト粒界の長さを、列状析出相に接するフェライト粒界の長さとする。
また、フェライト粒界とは体心立方格子の結晶構造をもつフェライト相において結晶方位差が１５°以上の境界であり、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法やＴＥＭの電子線回折パターン解析による結晶方位の同定から求めることができる。

（めっき層）
本実施形態に係る高強度鋼板は、耐食性の向上等を目的として、その表面にめっき層を備えるものであってもよい。すなわち、本実施形態に係る高強度鋼板は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層を備えるものであってもよい。めっき層の付着量は特に制限されず、一般的な付着量とすればよい。

（製造方法）
次に、本実施形態に係る高強度鋼板を得るための好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本実施形態に係る高強度鋼板を得るための製造方法の単なる例示を意図するものであって、以下の製造方法に限定することを意図するものではない。

従来、Ｎｉ―Ａｌの金属間化合物による高強度化の効果を発現させるためには、マルエージ鋼に代表されるように、鋼板温度が室温まで低下した鋼板を、例えば、４５０〜５５０℃の温度域で５時間程度の時効処理を施すことが必要とされていた。この方法は、熱延鋼板の製造においては、熱処理を施す追加工程が必要であり、生産性が低い。本発明者らは、成分組成と熱間圧延後の冷却履歴とを適正範囲内に制御することによって、追加の熱処理を施すことなく鋼板を高強度化できることを知見した。また、従来の方法では必ずしも金属間化合物が列状析出相として粒界を被覆するように形成されず、十分な強度向上効果を得られない場合があることも分かった。この知見に基づいて得られた、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法について以下に詳細に説明する。
以下に記載する温度は、鋼板の表面温度のことをいう。

本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法では、まず、上記成分組成を有する鋼片を製造する。この鋼片を製造する方法は特に限定されない。例えば、連続鋳造、薄スラブキャスターなどの一般的な方法で鋼片を製造すればよい。

得られた鋼片をそのまま、あるいは一旦室温まで鋼板温度を低下させた後、当該鋼片を加熱する。このときの加熱温度は、９００℃以上１３００℃以下であることが好ましい。加熱温度が９００℃未満では十分にオーステナイト変態させることができず、析出物の溶体化が不十分となり、所望の強度が得られない場合がある。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、スケール生成量が増加し、それに付随した表面疵が増加する場合がある。９００℃以上１３００℃以下の温度域での加熱時間は、十分にオーステナイト変態させるため、６０分以上とすることが好ましい。また、加熱時間は、スケール生成抑制の観点から、２４０分以下とすることが好ましい。

鋼片を加熱した後、熱間圧延を行う。この熱間圧延工程では、最終圧延温度を７５０℃以上とする。７５０℃以上の温度で熱間圧延を終了することによって、熱間圧延の途中でフェライトが生成して、加工オーステナイトと加工フェライトとが混在することを抑制できる。加工オーステナイトおよび加工フェライトは、後の冷却時に、前者は変態で生成したフェライト、後者は回復・再結晶で生成したフェライトとなり、混合組織を形成する。このような混合組織の機械特性はその形成割合により大きく変動することから、工業上、安定した機械特性を得ることができない。また、加工フェライトはフェライト粒内に高密度の転位が残された状態であり、前述したＮｉ−Ａｌの列状析出相はフェライト粒界よりもフェライト粒内の転位上に優先的に生成する。そのため、加工フェライトが生成するとフェライト粒界へのＮｉ−Ａｌの列状析出相の生成は抑制されるようになる。そのため、最終圧延温度を７５０℃以上とする。最終圧延温度とは、仕上げ圧延機出側の鋼板の表面温度である。

熱間圧延後、鋼板を冷却する。この冷却工程は、５５０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下となるように冷却する第１冷却工程と、５５０℃以下３００℃以上の温度域における平均冷却速度が３０℃／秒以上３００℃／秒以下となるように３００℃以下まで冷却する第２冷却工程とからなる。第１冷却工程における平均冷却速度とは、７５０℃から５５０℃までの温度降下幅を、７５０℃から５５０℃までの冷却に要した時間で除した値のことをいう。また、第２冷却工程における平均冷却速度とは、５５０℃から３００℃までの温度降下幅を、５５０℃から３００℃までの冷却に要した時間で除した値のことをいう。
第１の冷却工程と第２の冷却工程とにおける平均冷却速度は、例えば、冷却床上の鋼板に向けてノズルから噴射される水量を調整することにより、調整される。

第１冷却工程では、５５０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下となるように冷却する。５５０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を２０℃／秒以下とすることにより、オーステナイトの粒内からフェライトが生成するとともに、後述の巻取り工程においてフェライト粒界を被覆するようにＮｉ−Ａｌの列状析出相が形成されやすくなり、鋼板の強度を高めることができる。上記温度域の冷却速度が遅いほど、鋼板の強度は上昇する。ただし、上記温度域の冷却速度が遅すぎると、鋼板の表面に生成するスケール量が増加し、表面疵やスケールを除去する酸洗工程でのコストが上昇するため、生産コストの面で好ましくない。そのため、上記温度域における平均冷却速度は１℃／秒以上であることが好ましい。

第２冷却工程では、３００℃以上５５０℃以下の温度域における平均冷却速度が３０℃／秒以上３００℃／秒以下となるように、３００℃以下まで鋼板を冷却する。その後、３００℃以下で鋼板を巻き取る。３００℃以上５５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３０℃／秒以上とすることにより、５５０℃まで未変態であったオーステナイトがベイナイトおよび／またはマルテンサイトに変態する。この際のベイナイトおよび／またはマルテンサイトの面積率が多いと、焼付硬化量が増加して鋼板の強度上昇が顕著になり、焼付硬化後の延性が低下する。一方、マルテンサイトおよびベイナイトを含まず、フェライト、セメンタイトおよびパーライトからなる組織では、降伏伸びが発生し易くなる。降伏伸びが発生した部分では、変形が進んだ部分と変形が少ない部分とが生じ（不均一変形が生じ）、鋼板に板厚差が生じる。この状態でさらに変形すると加工硬化が始まるが、板厚が薄い部分に集中して変形が進むため、延性が劣化する。そのため、所望量のベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含ませ、降伏伸びが過度に上昇することを抑制し、均一変形を促す必要がある。所望量のベイナイトおよび／またはマルテンサイトを得るために、３００℃以上５５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３０℃／秒以上とする。上記温度域における平均冷却速度が３００℃超になると、冷却ムラが生じやすく、鋼板形状が悪化する場合がある。そのため、上記温度域における平均冷却速度は３００℃／秒以下とすることが好ましい。

第２冷却工程後、鋼板を巻き取る。鋼板の巻取温度は５０℃以上、３００℃以下が好ましい。この理由は、フェライト粒界へ微細なＮｉ−Ａｌの列状析出相を生成させ、熱延鋼板の強度−延性バランスの向上とともに、焼付硬化後の延性の劣化を抑える効果を顕著に得ることができるためである。前述の第１冷却工程においてオーステナイトの粒内で生成したフェライト粒は第１冷却工程の間にその粒径は増加するものの、この時のオーステナイト／フェライトの界面の移動は、Ａｌ原子等が偏析したオーステナイト粒界でピン止めされる。また、隣接するオーステナイト粒のそれぞれにおいて、粒内からのフェライト生成およびオーステナイト粒界でのオーステナイト／フェライト界面移動のピン止めがそれぞれ起こるため、Ａｌ原子等が偏析したオーステナイト粒界では、隣接するオーステナイト粒内から生成したフェライトの界面が接触し、フェライト粒界を生むようになる。このように生成したフェライト粒界ではＡｌが濃化しているため、５０℃以上、３００℃以下で巻取ることで、フェライト粒界に濃化したＡｌを利用してＮｉ−Ａｌの列状析出相がフェライト粒界を起点として生成する。巻取温度が３００℃超であると、高温で保持される時間が増加するため、フェライト粒界に偏析していたＡｌが粒界から粒内に体拡散し、フェライト粒界におけるＡｌ濃度が低下することで、Ｎｉ−Ａｌの列状析出相によるフェライトの被覆率が低下すると考えられる。また、巻取温度が５０℃未満の場合は、フェライト粒界に濃化したＡｌのフェライト粒内への拡散頻度が著しく低下するため、Ｎｉ−Ａｌの列状析出相によるフェライト粒界の被覆率が低下すると考えられる。

本実施形態に係る高強度鋼板に溶融亜鉛めっき層を形成させて溶融亜鉛めっき鋼板を得る場合は、上記のように巻き取った鋼板を巻き戻した後、脱スケール処理を施し、溶融亜鉛めっき処理を施せばよい。また、合金化溶融亜鉛めっき層を形成させて溶融亜鉛めっき鋼板を得る場合は、溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施せばよい。熱間圧延で生成したＮｉ−Ａｌの列状析出相の熱的安定性は高く、フェライト粒界に生成した列状析出相は１０００℃以上に加熱しない限り、完全には溶解しない。１０００℃以上の温度に加熱するとオーステナイト粒が異常に粗大化し、その後に本発明の熱延条件で示す範囲の冷却履歴を鋼板に与えたとしても、本発明で示す組織形態は得られない。したがって、本発明の組織形態をめっき処理後にも得るためには、めっき処理を与える前の鋼板を加熱する場合において、フェライト域である４００℃以上、７３０℃以下の温度範囲への昇温に制限する必要がある。

次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

（実施例１）
表１Ａ、表１Ｂに示す成分組成を有する鋼を溶製し、鋳造し、凝固させて鋼片を得た。その後、鋼片をそのまま、あるいは一旦室温まで冷却した後に、１０５０℃以上１３００℃以下で６０分以上２４０分以下加熱し、表２Ａ、表２Ｂに示す条件で熱間圧延を施すことで、熱延鋼板を製造した。熱延鋼板の板厚は３．２ｍｍであった。表１Ａ、表１Ｂには上記式（１）、式（２）および式（３）の各左辺の値を併記した。

製造した熱延鋼板から、圧延方向と直角な方向が長手方向となるように試験片を採取し、引張試験を実施することで、降伏強さ（ＹＰ）、引張（最大）強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。ここで、降伏強さ、引張強さおよび伸びはＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１記載の方法に従って測定した。引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の場合、所望の強度を有するとして合格と判定し、５９０ＭＰａ未満の場合、所望の強度を有しないとして不合格と判定した。得られた引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）とからＴＳ×Ｅｌ（ＭＰａ・％）を求め、強度−延性バランスを評価した。ＴＳ×Ｅｌが１５０００ＭＰａ・％以上の場合、強度−延性バランスに優れると判断した。
また、熱延鋼板から、圧延方向と直角な方向が長手方向となるように採取した５号試験片に２％の引張変形を付与した後、１７０℃で２０分の歪み時効硬化処理（以下、ＢＨ処理と呼ぶ）を施した。この歪み時効硬化処理は、塗装焼付処理を模擬するために行った。その後、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の方法に従って引張試験を実施することで、ＢＨ処理後の引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＰ）および伸び（Ｅｌ）を測定した。ＢＨ処理後の引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の場合、所望の強度を有するとして合格と判定し、５９０ＭＰａ未満の場合、所望の強度を有しないとして不合格と判定した。ＢＨ処理前後の伸びの減少代が４％以下である場合、焼付硬化による延性の低下が抑制されると判断して、合格と判定した。一方、伸びの減少代が４％超の場合、焼付硬化による延性の低下が抑制されていないと判断して、不合格と判定した。
熱延鋼板における各組織の面積率は、上述した方法により得た。
以上の結果を表２Ａ、表２Ｂに示す。

本発明例のＮｏ．１〜１４は引張強さが５９０ＭＰａ以上で、ＢＨ処理後に降伏強さが上昇しても、延性の劣化が少ないことが分かる。また、強度−延性バランスに優れることから、プレス成形性にも優れると考えられる。
Ｎｏ．１５〜３６は、強度、ΔＥｌのいずれか１つ以上の特性が劣る比較例である。

Ｎｏ．１５は、Ｃ含有量が少なかったため、十分な量のマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトを得られず、ＢＨ処理後の延性が劣化した。
Ｎｏ．１６は、Ｃ含有量が多かったため、ＢＨ処理後のＢＨ量が増加し、降伏強さと引張強さの増加が顕著となり、延性劣化が大きかった。
Ｎｏ．１７およびＮｏ．１８はそれぞれ、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が多かったため、さらにＮｏ．１８は上記（２）式を満たさなかったため、マルテンサイトの面積率が大きくなり、ＢＨ処理後の強度上昇代が大きく、延性劣化が大きかった。
Ｎｏ．１９およびＮｏ．２０はそれぞれ、Ｐ含有量およびＳ含有量が多かったため、延性劣化が大きかった。
Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２４およびＮｏ．３３はそれぞれ、Ａｌ含有量およびＮｉの含有量が少なかったため、ＢＨ処理前後での引張強さが５９０ＭＰａ未満となり、強度不足となった。また、Ｎｉ−Ａｌの列状析出相によるフェライト粒界の被覆率が低下したため、延性劣化が大きかった。
Ｎｏ．２２はＡｌ含有量が多かったため、熱間圧延の途中でフェライトが生成したことにより、圧延によって加工を受けた加工フェライトと、熱間圧延後の冷却過程で生成したフェライトとが巻取り後の組織において不均一に混じったことで、Ａｌ含有による強度上昇は大きいものの組織の不均一性により延性が著しく劣り、また延性劣化が大きかった。
Ｎｏ．２３はＮ含有量が多かったため、粗大な窒化アルミニウム（ＡｌＮ）が生成して加工時の破断の起点となり、強度−延性バランスが著しく劣り、また延性劣化が大きかった。
Ｎｏ．２５、Ｎｏ．２６、Ｎｏ．２７およびＮｏ．３４はそれぞれ、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量およびＭｏ含有量が多く、上記（２）式を満たさなかったため、マルテンサイトが生成し、ＢＨ処理後の強度上昇代が大きく、延性劣化が大きかった。
Ｎｏ．２８は上記（１）式を満たさなかったため、熱間圧延中にフェライトが生成し、回復・再結晶フェライトを含んで組織が不均一となったため、延性が劣り、また延性劣化が大きかった。
Ｎｏ．２９は、鋼の成分組成は好ましい範囲にあったが、最終圧延温度が低かったため、熱間圧延の途中でフェライトが生成したことにより、巻取り後の組織において不均一に混じることから、強度が不足し、延性が劣化した。
Ｎｏ．３０は、鋼の成分組成は好ましい範囲にあったが、７５０〜５５０℃における平均冷却速度が大きかったため、マルテンサイト量が増加し、ＢＨ処理後の延性が大きく劣化した。
Ｎｏ．３１は、鋼の成分組成は好ましい範囲にあったが、５５０〜３００℃における平均冷却速度が小さかったため、所望量のマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトを得ることができず、延性劣化が大きかった。
Ｎｏ．３２は、鋼の成分組成は好ましい範囲にあったが、巻取り温度が低く、鋼組織に占めるフェライトの割合が低下し、同時にＮｉ−Ａｌの列状析出相によるフェライト粒界の被覆率が低下したため、延性劣化が大きかった。
Ｎｏ．３５は、上記（２）式を満たさなかったため、マルテンサイトが生成し、ＢＨ処理後の強度上昇代が大きく、延性劣化が大きかった。
Ｎｏ．３６は、鋼の成分組成は好ましい範囲にあったが、巻取り温度が高く、Ｎｉ−Ａｌの列状析出相によるフェライト粒界の被覆率が低下したため、延性劣化が大きかった。

（実施例２）
実施例１で製造した試料符号１および８の熱延鋼板を６６０〜７２０℃に加熱し、溶融亜鉛めっき処理を行うことで溶融亜鉛めっき鋼板を得た。試料符号８については、溶融亜鉛めっき処理後に５４０〜５８０℃での合金化処理を行うことで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。得られた溶融亜鉛めっき鋼板（試料符号１）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（試料符号８）について、実施例１と同様の方法で組織観察および機械特性の評価を実施した。結果を表３に示す。

表３に示すように、いずれのめっき鋼板においても実施例と同様の結果が得られ、溶融亜鉛めっき処理、あるいは、合金化処理を行ったとしても、本発明で所望する特性が確保できることが確認できた。

本発明に係る上記態様によれば、焼付硬化による延性の低下が抑制される高強度鋼板を提供することができる。上記態様に係る高強度鋼板は、耐衝突特性が要求される衝撃吸収部材に好適であり、例えば、自動車や輸送機器等の部品に適用されることにより、車体軽量化による燃費向上や衝突安全性の更なる向上に寄与し得るため、産業上の利用価値が極めて大きい。

Claims (3)

1. 成分組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０１５０％以上０．３０００％以下、
   Ｓｉ：０％超３．０００％以下、
   Ｍｎ：０．０５０％以上３．６００％以下、
   Ｐ：０％超０．０３０％以下、
   Ｓ：０％超０．０２００％以下、
   Ａｌ：０．５００％以上５．０００％以下、
   Ｎ：０％超０．０１００％以下、
   Ｎｉ：１．０００％以上１２．３００％以下、
   Ｃｕ：０％以上４．８００％以下、
   Ｍｏ：０％以上２．５００％以下、
   Ｃａ：０％以上０．０２００％以下、
   Ｍｇ：０％以上０．０２００％以下、および
   ＲＥＭ：０％以上０．０２００％以下
   を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
   下記（１）式、（２）式および（３）式の関係を同時に満足し、
   鋼組織が、面積率で、合計で８５．０％以上９９．０％以下のフェライト、セメンタイトおよびパーライト、並びに、合計で１．０％以上１５．０％以下のマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトから構成され、
   Ｎｉ−Ａｌの列状析出相がフェライトの粒界上に存在し、前記列状析出相による前記フェライト粒界の被覆率が、総粒界長さの５．０％以上であり、
   引張強さが５９０ＭＰａ以上である
   ことを特徴とする高強度鋼板。
   （Ｎｉ％＋１２．００×Ｃ％＋２．００×Ｍｎ％＋１．２０×Ｃｕ％）−２．００×（Ａｌ％＋０．５０×Ｓｉ％＋０．２５×Ｍｏ％）≧０．０ （１）
   ３．７２５×Ｃ％＋０．１６０×Ｓｉ％＋０．６３０×Ｍｎ％−０．１１０×Ａｌ％＋０．２１０×Ｎｉ％＋０．４５０×Ｃｕ％＋０．６２０×Ｍｏ％−１．８１８≦１．０００
   （２）
   Ｎｉ％−０．５×Ｃｕ％≧０．０ （３）
   ここで、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ａｌ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％およびＭｏ％は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｉ、ＣｕおよびＭｏの質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。
2. 前記成分組成が、質量％で、
   Ｃｕ：０．０５０％以上４．８００％以下、
   Ｍｏ：０．０３０％以上２．５００％以下、
   Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
   Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、および
   ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下
   のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する
   ことを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を表面に有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。