WO2013051238A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

　本発明に従い、所定の鋼成分を含有し、鋼板組織を、鋼板組織全体に対する面積率で、マルテンサイトの面積率を５～７０％、残留オーステナイトの面積率を５～４０％、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率を５％以上とし、かつ上記マルテンサイトの面積率と、上記残留オーステナイトの面積率と、上記ベイニティックフェライトの面積率との合計を４０％以上として、上記マルテンサイトのうち２５％以上を焼戻しマルテンサイトとし、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率を１０％超５０％未満で、かつその平均粒径を８μｍ以下として、隣接するポリゴナルフェライト粒からなる一群のフェライト粒をポリゴナルフェライト粒群としたとき、その平均直径を１５μｍ以下、さらに上記残留オーステナイト中の平均Ｃ量を０.７０質量％以上として、引張強さを７８０ＭＰａ以上とすることによって、延性および伸びフランジ性に優れ、かつ引張強さが７８０～１４００ＭＰａの高強度プレス部材を得ることができる。

Description

高強度鋼板およびその製造方法

　本発明は、自動車、電気機器等の産業分野で使用される加工性、とりわけ延性と伸びフランジ性に優れた引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１４００ＭＰａ以下の高強度鋼板およ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。このため、車体材料の高強度化により車体部品の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。

　一般に、鋼板の高強度化を図るためには、鋼板の組織全体に対してマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相の割合を増加させる必要がある。しかしながら、硬質相の割合を増加させることによる鋼板の高強度化は加工性の低下を招くことから、高強度と優れた加工性を併せ持つ鋼板の開発が望まれている。これまでに、フェライト－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、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。

　複合組織鋼板において硬質相の割合を増加させた場合、鋼板の加工性は硬質相の加工性の影響を強く受けるようになる。これは、硬質相の割合が少なく軟質なポリゴナルフェライトが多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能が鋼板の加工性に対して支配的であり、硬質相の加工性が十分でない場合においても延性等の加工性は確保されるのに対し、硬質相の割合が多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能ではなく硬質相の変形能自体が鋼板の成形性に直接影響するようになるからである。

　このため、冷延鋼板の場合には、焼鈍およびその後の冷却過程で生成するポリゴナルフェライトの量を調整する熱処理を行った後、鋼板を水焼入れしてマルテンサイトを生成させ、再び鋼板を昇温して高温保持することにより、マルテンサイトを焼戻しして、硬質相であるマルテンサイト中に炭化物を生成させて、マルテンサイトの加工性を向上させてきた。しかしながら、このようなマルテンサイトの焼入れ・焼戻しには、例えば、水焼入れ機能を有する連続焼鈍設備のような特別な製造設備が必要となる。従って、鋼板を水焼入れした後、再び昇温して高温保持することができない通常の製造設備の場合には、鋼板を高強度化することはできるものの、硬質相であるマルテンサイトの加工性を向上させることはできなかった。

　また、マルテンサイト以外を硬質相とする鋼板として、主相をポリゴナルフェライト、硬質相をベイナイトやパーライトとし、かつこれらの硬質相であるベイナイトやパーライトに炭化物を生成させた鋼板がある。この鋼板は、ポリゴナルフェライトのみで加工性を向上させるのではなく、硬質相中に炭化物を生成させることにより硬質相自体の加工性も向上させ、特に、伸びフランジ性の向上を図る鋼板である。しかしながら、主相をポリゴナルフェライトとしている以上、引張強さ（ＴＳ）で７８０ＭＰａ以上の高強度化と加工性の両立を図ることは困難である。また、硬質相中に炭化物を生成させることによって硬質相自体の加工性を向上させても、ポリゴナルフェライトの加工性の良さには劣るため、引張強さ（ＴＳ）で７８０ＭＰａ以上の高強度化を図るためにポリゴナルフェライトの量を低減した場合には、十分な加工性を得ることができなくなる。

　上記の問題に対して、例えば、特許文献１には、合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有する微細で均一なベイナイトとすることにより、曲げ加工性および衝撃特性に優れる高張力鋼板が提案されている。

　特許文献２には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトとし、かつベイナイト中の残留オーステナイト量を規定することにより、焼付け硬化性に優れた複合組織鋼板が提案されている。

　特許文献３には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトを面積率で９０％以上、ベイナイト中の残留オーステナイト量を１％以上１５％以下とし、かつベイナイトの硬度(ＨＶ)を規定することにより、耐衝撃性に優れた複合組織鋼板が提案されている。

　特許文献４には、所定の合金成分と鋼組織を規定し、マルテンサイト組織による強度確保と上部ベイナイト変態の活用による安定な残留オーステナイトの確保、さらにマルテンサイト組織の一部を焼戻しマルテサイトとすることにより、加工性に優れた高強度鋼板が提案されている。

特開平４－２３５２５３号公報 特開２００４－７６１１４号公報 特開平１１－２５６２７３号公報 特開２０１０－９０４７５号公報

　今後、高強度鋼板、特に７８０ＭＰａ級以上の強度を有する鋼板の適用範囲を更に拡大させるには、高強度化の際にいかに伸びフランジ性の絶対値を確保したまま、延性等を向上させるかが重要な課題である。しかしながら、この課題に対して、上述した鋼板には以下に述べる問題がある。
　すなわち、特許文献１に記載される鋼では、優れた曲げ性が得られるものの伸びフランジ性が十分に得られない場合が多く、その適用範囲は限られたものになる。

　また、特許文献２および特許文献３に記載される鋼では、対衝撃吸収能には優れるものの伸びフランジ性に関しては何ら考慮がなされておらず、その結果、成形時に伸びフランジ性が要求される部位への適用が制限され、その適用可能範囲は限られたものとなる。

　特許文献４に記載の鋼板では、フェライトを含まない鋼組織を用いて、上記課題の解決を目指したものであるが、特に、１４００ＭＰａ以上の高強度が必要な場合には、その強度レベルに応じて優れた伸びフランジ性と延性が得られるものの、１４００ＭＰａ以下の強度レベルにおいて材料に要求される伸びフランジ性を十分に確保しているとは言えず、その適用範囲はやはり限られたものとなっていた。

　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、加工性、とりわけ延性と伸びフランジ性に優れる引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
　なお、本発明の高強度鋼板には、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板を含むものとする。
　また、本発明において、加工性に優れるとは、伸びフランジ性の指標であるλの値が鋼板の強度に関係なく２５％以上で、かつＴＳ（引張強さ）とＴ.ＥＬ（全伸び）との積、ＴＳ×Ｔ．ＥＬの値が２７０００ＭＰａ・％以上を満足することとする。

　発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋼板の成分組成およびミクロ組織について鋭意検討を重ねた。その結果、引張強さが７８０～１４００ＭＰａの強度レベルでは、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトを含む上部ベイナイトの硬質組織のみを複合化した鋼よりも、ある程度の量のポリゴナルフェライトを複合させた方が、必要な伸びフランジ性を確保しながら延性の向上が図れるので、鋼板の適用可能範囲の大幅な拡大が可能になることを見出した。
　具体的には、硬質組織を主体としつつ、所定のポリゴナルフェライトを含有させ、かつ硬質組織の複合化を図る上で、マルテンサイト組織を活用して高強度化を図るとともに、上部ベイナイト変態を活用することで、ＴＲＩＰ効果を得る上で有利な安定した残留オーステナイトを確保でき、さらにマルテンサイトの一部を焼戻しマルテンサイトにすることにより、加工性、とりわけ伸びフランジ性を確保しつつ強度と延性のバランスに優れた引張強さが７８０ＭＰａ以上１４００ＭＰａ以下の高強度鋼板が得られることを見出した。

　また、発明者らは、上記の課題を解決すべく、フェライトと硬質組織の複合組織化を図る上で硬質組織の構成に着目し、特にマルテンサイトの焼戻し状態と残留オーステナイトの関係を詳細に研究した。その結果、ベイナイト変態による残留オーステナイトの安定化の前に、マルテンサイト変態の開始：Ｍｓ点以下で、マルテンサイト変態の終了：Ｍｆ点以上の温度域まで冷却して一部マルテンサイトを生成させる場合に、Ｍｓ点とＭｓ点からの過冷度を制御することにより、高強度化時における延性と伸びフランジ性の両立に関して、より延性を向上させることが可能であることを見出した。

　なお、上記の理由は明確ではないが、Ｍｓ点とＭｓ点からの過冷度を最適制御した状態でマルテンサイトを生成させると、その後の昇温・保持によるベイナイト生成温度域において、マルテンサイトの焼戻しとマルテンサイト変態による未変態オーステナイトへの圧縮応力の付与により、残留オーステナイトの安定化がより進むためと考えている。

　本発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で
Ｃ：０.１０％以上０.５９％以下、
Ｓｉ：３.０％以下、
Ｍｎ：０.５％以上３.０％以下、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０７％以下、
Ａｌ：３.０％以下および
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、かつ［Ｓｉ％］＋［Ａｌ％］（［Ｘ％］は元素Ｘの質量％）が０.７％以上を満足し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成からなり、
　鋼板組織として、
マルテンサイトの面積率が鋼板組織全体に対する面積率で５％以上７０％以下、
残留オーステナイト量が５％以上４０％以下、
上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率が鋼板組織全体に対する面積率で５％以上で、かつ
上記マルテンサイトの面積率と、上記残留オーステナイト量と、上記ベイニティックフェライトの面積率との合計が４０％以上であって、
　上記マルテンサイトのうち２５％以上が焼戻しマルテンサイトであり、
　ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％超５０％未満で、かつその平均粒径が８μｍ以下であって、
　隣接するポリゴナルフェライト粒からなる一群のフェライト粒をポリゴナルフェライト粒群としたとき、その平均直径が１５μｍ以下であり、
　さらに、上記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０.７０質量％以上であって、
引張強さが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板。 

２．前記鋼板において、
前記焼戻しマルテンサイト中に、５ｎｍ以上０.５μｍ以下の鉄系炭化物が１ｍｍ^２当たり５×１０^４個以上析出していることを特徴とする前記１に記載の高強度鋼板。 

３．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ｃｒ：０.０５％以上５.０％以下、
Ｖ：０．００５％以上１．０％以下および
Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下
のうちから選んだ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前記１または２に記載の高強度鋼板。 

４．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下および
Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下
のうちから選んだ１種または２種の元素を含有することを特徴とする前記１乃至３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。 

５．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
を含有することを特徴とする前記１乃至４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。 

６．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０５％以上２.０％以下および
Ｃｕ：０．０５％以上２.０％以下
のうちから選んだ１種または２種の元素を含有することを特徴とする前記１乃至５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。 

７．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下および
ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下
のうちから選んだ１種または２種の元素を含有することを特徴とする前記１乃至６のいずれか１項に記載の高強度鋼板。 

８．前記１乃至７のいずれか１項に記載の鋼板が、その表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有していることを特徴とする高強度鋼板。 

９．前記１乃至７のいずれか１項に記載の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延するに際し、最終仕上温度をＡｒ_３以上として圧延を終了した後、少なくとも７２０℃までを（１／［Ｃ％］）℃／ｓ以上（［Ｃ％］は炭素の質量％）の速度で冷却し、ついで巻取り温度：２００℃以上７２０℃以下の条件で巻取って熱延鋼板とし、この熱延鋼板のまま、または必要に応じて冷間圧延を施して冷延鋼板としたのち、フェライト－オーステナイト二相域またはオーステナイト単相域で１５秒以上６００秒以下の焼鈍を施したのち、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓに対し、（Ｍｓ-１５０℃）以上Ｍｓ未満の第一温度域まで、平均冷却速度：８℃／秒以上で冷却し、ついで３５０℃以上４９０℃以下の第二温度域まで昇温し、該第二温度域で５秒以上２０００秒以下保持することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 

１０．前記巻取り温度を５８０℃以上７２０℃以下の範囲とすることを特徴とする前記９に記載の高強度鋼板の製造方法。 

１１．前記巻取り温度を３６０℃以上５５０℃以下の範囲とすることを特徴とする前記９に記載の高強度鋼板の製造方法。 

１２．少なくとも前記第一温度域までの冷却を終了した鋼板に対し、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする前記９乃至１１のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。 

　本発明によれば、加工性、とりわけ延性と伸びフランジ性に優れ、しかも引張強さ（ＴＳ）が７８０～１４００ＭＰａの高強度鋼板を得ることができるので、自動車、電気機器等の産業分野での利用価値は非常に大きく、特に自動車車体の軽量化に対して極めて有用である。

　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明において、鋼板組織を上記のように限定した理由について述べる。以下、面積率とは、特に断らない限り鋼板組織全体に対する面積率を意味する。

マルテンサイトの面積率：５％以上７０％以下
　マルテンサイトは硬質相であり、鋼板を高強度化するために必要な組織である。マルテンサイトの面積率が５％未満では、鋼板の引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａを満足しない。一方、マルテンサイトの面積率が７０％を超えると、上部ベイナイトが少なくなり、Ｃが濃化した安定した残留オーステナイト量が確保できないため、延性等の加工性が低下することが問題となる。従って、マルテンサイトの面積率は５％以上７０％以下とする。好ましくは６０％以下、より好ましくは４５％以下である。

マルテンサイトのうち、焼戻しマルテンサイトの割合：２５％以上
　マルテンサイトのうち、焼戻しマルテンサイトの割合が、鋼板中に存在する全マルテンサイトに対して２５％未満の場合、引張強さは７８０ＭＰａ以上となるものの、伸びフランジ性に劣る。これに対し、上記焼戻しマルテンサイトの割合を２５％以上とした場合は、極めて硬質で変形能が低い焼入れままのマルテンサイトを焼戻すことで、マルテンサイト自体の変形能を改善することができ、加工性とりわけ伸びフランジ性を向上させて、伸びフランジ性の指標であるλの値を鋼板の強度に関係なく２５％以上とすることができる。また、焼入れままのマルテンサイトと上部ベイナイトの硬度差は著しく大きいため、焼戻しマルテンサイトの量が少なく、焼入れままのマルテンサイトの量が多いと、焼入れままのマルテンサイトと上部ベイナイトとの界面が多くなり、打ち抜き加工時などに、焼入れままのマルテンサイトと上部ベイナイトとの界面に微小なボイドが発生し、打ち抜き加工の後に行う伸びフランジ成形時に、ボイドが連結して亀裂が進展しやすくなることから、伸びフランジ性がさらに劣化する。
　従って、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイト割合は、鋼板中に存在する全マルテンサイトに対して２５％以上とする。好ましくは３５％以上である。なお、ここで、焼戻しマルテンサイトは、ＳＥＭ観察などによりマルテンサイト中に微細な炭化物が析出した組織として観察され、マルテンサイト内部にこのような炭化物が認められない焼入れままのマルテンサイトとは明瞭に区別することができる。
　なお、上記マルテンサイト割合の上限は、１００％である。好ましくは８０％である。

残留オーステナイト量：５％以上４０％以下
　残留オーステナイトは、加工時にＴＲＩＰ効果によりマルテンサイト変態し、歪分散能を高めることにより延性を向上させる。
　本発明の鋼板では、上部ベイナイト変態を活用して、特に、炭素濃化量を高めた残留オーステナイトを、上部ベイナイト中に形成せしめる。その結果、加工時に高歪域でもＴＲＩＰ効果を発現できる残留オーステナイトを得ることができる。このような残留オーステナイトとマルテンサイトを併存させて活用することにより、引張強さ（以下、単にＴＳともいう）が７８０ＭＰａ以上の高強度領域でも良好な加工性が得られ、具体的には、ＴＳと全伸び（以下、単にＴ.ＥＬともいう）との積、ＴＳ×Ｔ．ＥＬの値を２７０００ＭＰａ・％以上とすることができ、強度と延性のバランスに優れた鋼板を得ることができる。

　ここで、上部ベイナイト中の残留オーステナイトは、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトのラス間に形成されて細かく分布するため、組織観察によりその量（面積率）を求めるには高倍率で大量に測定する必要があり、正確に定量することは難しい。しかし、ベイニティックフェライトのラス間に形成される残留オーステナイトの量は、形成されるベイニティックフェライト量にある程度見合った量である。そこで、発明者らが調査した結果、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率が５％以上であって、かつ従来から行われている残留オーステナイト量を測定する手法であるＸ線回折（ＸＲＤ）による強度測定、具体的にはフェライトとオーステナイトのＸ線回折強度比から求められる残留オーステナイト量が５％以上であれば、十分なＴＲＩＰ効果を得ることができ、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｔ．ＥＬが２７０００ＭＰａ・％以上を達成できることが分かった。なお、従来から行われている残留オーステナイト量の測定手法で得られた残留オーステナイト量は、残留オーステナイトの鋼板組織全体に対する面積率と同等の数値になることを確認している。
　ここで、残留オーステナイト量が５％未満の場合、十分なＴＲＩＰ効果が得られない。一方、４０％を超えると、ＴＲＩＰ効果発現後に生じる硬質なマルテンサイトが過大となり、靭性の劣化などが問題となる。従って、残留オーステナイトの量は、５％以上４０％以下の範囲とする。好ましくは、５％超、より好ましくは８％以上３５％以下の範囲である。さらに好ましくは、１０％以上３０％以下の範囲である。

残留オーステナイト中の平均Ｃ量：０.７０％以上
　ＴＲＩＰ効果を活用して優れた加工性を得るためには、引張強さ（ＴＳ）が７８０～１４００ＭＰａ級の高強度鋼板において、残留オーステナイト中のＣ量が重要である。本発明の鋼板では、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトのラス間に形成される残留オーステナイトにＣを濃化させることになる。
　上記のＣ量を正確に評価することは困難であるが、発明者らが調査した結果、本発明の鋼板においては、従来より行われている残留オーステナイト中の平均Ｃ量（残留オーステナイト中のＣ量の平均）を測定する方法であるＸ線回折（ＸＲＤ）での回折ピークのシフト量から求められた残留オーステナイト中の平均Ｃ量で０．７０％以上の値であれば、優れた加工性が得られることが分かった。
　ここに、残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．７０％未満の場合、加工時において低歪域でマルテンサイト変態が生じてしまい、加工性を向上させる高歪域でのＴＲＩＰ効果が得られない。従って、残留オーステナイト中の平均Ｃ量は０．７０％以上とする。好ましくは０．９０％以上である。一方、残留オーステナイト中の平均Ｃ量が２．００％を超えると、残留オーステナイトが過剰に安定となり、加工中にマルテンサイト変態が生じず、ＴＲＩＰ効果が発現しないことにより、延性が低下する。従って、残留オーステナイト中の平均Ｃ量は２．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．５０％以下である。

上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率：５％以上
　上部ベイナイト変態によるベイニティックフェライトの生成は、未変態オーステナイト中のＣを濃化させ、加工時に高歪域でＴＲＩＰ効果を発現して歪分解能を高める残留オーステナイトを得るために必要である。オーステナイトからベイナイトへの変態は、およそ１５０～５５０℃の広い温度範囲にわたって起こり、この温度範囲内で生成するベイナイトには種々のものが存在する。従来技術では、このような種々のベイナイトを単にベイナイトと規定する場合が多かったが、本発明で目標とする加工性を得るためには、ベイナイト組織を明確に規定する必要があることから、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトと言う組織を規定する。
　ここに、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトは次のように定義する。
　上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ベイニッティクフェライトの間に存在する残留オーステナイトおよび／または炭化物とからなり、ラス状のベイニティックフェライト中に規則正しく並んだ細かな炭化物が存在しないことが特徴である。一方、下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ベイニッティクフェライトの間に存在する残留オーステナイトおよび／または炭化物とからなることは、上部ベイナイトと共通であるが、下部ベイナイトでは、ラス状のベイニティックフェライト中に規則正しく並んだ細かな炭化物が存在することが特徴である。
　すなわち、上部ベイナイトと下部ベイナイトとは、ベイニティックフェライト中における規則正しく並んだ細かな炭化物の有無によって区別される。このようなベイニティックフェライト中における炭化物の生成状態の差は、残留オーステナイト中へのＣの濃化に大きな影響を与える。

　本発明において、上部ベイナイト内のベイニティックフェライトの面積率が５％未満の場合は、上部ベイナイト変態によるオーステナイトへのＣ濃化が十分に進まないため、加工時に高歪域でＴＲＩＰ効果を発現する残留オーステナイト量が減少することとなる。従って、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率は、鋼板組織全体に対する面積率で５％以上が必要である。一方、上部ベイナイト内のベイニティックフェライトの面積率が７５％を超えると、強度の確保が困難となるおそれがあるため、７５％以下とすることが好ましい。より好ましくは６５％以下である。

マルテンサイトの面積率、残留オーステナイト量および上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率の合計：４０％以上
　本発明において、マルテンサイトの面積率や、残留オーステナイト量および上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率、それぞれを上記した範囲で満足するだけでは不十分で、マルテンサイトの面積率、残留オーステナイト量および上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率の合計を４０％以上とする必要がある。上記合計が４０％未満の場合、鋼板の強度不足や加工性の低下またはその両方を生じる不利がある。好ましくは５０％以上、より好ましくは６０％以上である。
　なお、上記面積率の合計の上限は、９０％である。

ポリゴナルフェライトの面積率：１０％超５０％未満
　ポリゴナルフェライトの面積率が１０％を超えると、加工時に、硬質組織内に混在した軟質なポリゴナルフェライトに歪が集中することにより、鋼板には容易に亀裂が発生し、結果として所望の加工性を得られない場合がある。しかしながら、発明者らは、その存在形態を制御することにより、加工性の劣化を避けることが出来ることを見出した。具体的には、ポリゴナルフェライトが存在しても、硬質相中に孤立分散した状態とすれば、歪の集中を抑制することができ、加工性の劣化を避けることができる。ただし、５０％以上の場合には、その存在形態を制御しても加工性の低下が避けられず、また十分の強度を確保できない。また、ポリゴナルフェライトを１０％以下とするためには、焼鈍時に少なくとも、Ａ_３近傍以上の温度で焼鈍する必要が生じ、設備上の制約を生じる。従って、ポリゴナルフェライトの面積率は１０％超５０％未満とする。好ましくは１５％超４０％以下、さらに好ましくは３５％以下である。

ポリゴナルフェライトの平均粒径が８μｍ以下で、かつ隣接するポリゴナルフェライト粒からなる一群のフェライト粒をポリゴナルフェライト粒群としたとき、その平均直径が１５μｍ以下
　上述したように、ポリゴナルフェライトと硬質組織からなる複合組織の場合には、所望の加工性を得られない場合がある。しかしながら、硬質組織内にポリゴナルフェライトが存在したとしても、ポリゴナルフェライト粒子個々の平均粒径が８μｍ以下であって、かつポリゴナルフェライト粒群の平均直径が１５μｍ以下の場合には、ポリゴナルフェライトが硬質相中に孤立分散した状態となるため、ポリゴナルフェライトへの歪の集中が抑制でき、鋼板の加工性の劣化を避けることができる。なお、本発明におけるポリゴナルフェライト粒群とは、直接隣接する一群のフェライト粒子を１つとして見た組織を意味する。
　なお、上記ポリゴナルフェライト粒子個々の平均粒径の下限は、特に限定されないが、本発明の焼鈍熱履歴におけるポリゴナルフェライトの組織生成、成長を考えると１μｍ程度である。また、上記ポリゴナルフェライト粒群の平均直径の下限は、特に限定されないが、本発明の焼鈍熱履歴におけるポリゴナルフェライトの組織生成、成長を考えると２μｍ程度である。

焼戻しマルテンサイト中の炭化物：５ｎｍ以上０.５μｍ以下の鉄系炭化物が１ｍｍ^２あたり５×１０^４個以上
　５ｎｍ以上０.５μｍ以下の鉄系炭化物が１ｍｍ^２あたり５×１０^４個未満の場合、引張り強さは７８０ＭＰａ以上となるものの、伸びフランジ性に劣る傾向が認められる。５ｎｍ以上０.５μｍ以下の鉄系炭化物が１ｍｍ^２あたり５×１０^４個以上析出していないオートテンパの不十分な焼戻しマルテンサイトでは、十分に焼き戻したマルテンサイトに比べ加工性が劣化している場合があるため、焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物を、５ｎｍ以上０.５μｍ以下の鉄系炭化物で１ｍｍ^２あたり５×１０^４個以上とすることが好ましい。
　なお、上記鉄系炭化物は主にＦｅ_３Ｃであるが、その他ε炭化物等が含まれる場合もある。また、鉄系炭化物の大きさが５ｎｍ未満および０．５μｍ超のものを判断の対象としないのは、本発明の鋼板の場合、その加工性向上にほとんど寄与しないためである。

　なお、本発明の鋼板の場合、鋼板組織中で最も硬質な組織の硬さは、ＨＶ≦８００である。すなわち、本発明の鋼板において、焼入れままのマルテンサイトが存在する場合、焼入れままのマルテンサイトが最も硬質な組織となるが、本発明の鋼板においては、焼入れままのマルテンサイトであっても硬さはＨＶ≦８００となり、ＨＶ＞８００となるような著しく硬いマルテンサイトは存在せず、良好な伸びフランジ性を確保できる。なお、焼入れままのマルテンサイトが存在しない場合、焼戻しマルテンサイト、上部ベイナイトあるいはさらに下部ベイナイトが存在する場合は、下部ベイナイトも含むいずれかの組織が最も硬質な相となるが、これらの組織は、いずれもＨＶ≦８００となる相である。

　本発明の鋼板には、残部組織として、パーライトやウィドマンステッテンフェライト、下部ベイナイトを含んでも構わない。その場合、残部組織の許容含有量は、面積率で２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、１０％以下である。

　次に、本発明において、鋼板の成分組成を上記のように限定した理由について述べる。なお、以下の鋼板やめっき層の成分組成を表す％は質量％を意味するものとする。
Ｃ：０.１０％以上０.５９％以下
　Ｃは、鋼板の高強度化および安定した残留オーステナイト量を確保するのに必要不可欠な元素であり、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。Ｃ量が０．１０％未満では、鋼板の強度と加工性を確保することが難しい。一方、Ｃ量が０．５９％を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。従って、Ｃ量は０.１０％以上０.５９％以下の範囲とする。好ましくは、０．１５％を超え０.４８％以下の範囲であり、さらに好ましくは０．４０％以下である。

Ｓｉ：３．０％以下（０％を含む）
　Ｓｉは、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する有用な元素である。しかしながら、Ｓｉ量が３．０％を超えると、ポリゴナルフェライトおよびベイニティックフェライト中への固溶量の増加による加工性、靭性の劣化を招き、また、赤スケール等の発生による表面性状の劣化や、溶融めっきを施す場合には、めっき付着性および密着性の劣化を引き起こす。従って、Ｓｉ量は３．０％以下とする。好ましくは２．６％以下である。より好ましくは２．２％以下である。
　また、Ｓｉは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素であることから、Ｓｉ量は０．５％以上とすることが好ましいが、炭化物の生成をＡｌのみで抑制する場合には、Ｓｉは添加する必要はなく、Ｓｉ量は０％であっても良い。

Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下
　Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素である。Ｍｎ量が０．５％未満では、焼鈍後の冷却中にベイナイトやマルテンサイトが生成する温度よりも高い温度域で炭化物が析出してしまうため、鋼の強化に寄与する硬質相の量を確保することができない。一方、Ｍｎ量が３．０％を超えると、鋳造性の劣化などを引き起こす。従って、Ｍｎ量は０．５％以上３．０％以下の範囲とする。好ましくは１．０％以上２．５％以下の範囲とする。

Ｐ：０．１％以下
　Ｐは、鋼の強化に有用な元素であるが、Ｐ量が０．１％を超えると、粒界偏析により脆化することによって耐衝撃性を劣化させる。また、鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐ量は０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。なお、Ｐ量は、低減することが好ましいが、０．００５％未満とするには大幅なコスト増加を引き起こすため、その下限は０．００５％程度とすることが好ましい。

Ｓ：０．０７％以下
　Ｓは、ＭｎＳを生成して介在物となり、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるため、Ｓ量を極力低減することが好ましい。しかしながら、Ｓ量を過度に低減することは、製造コストの増加を招くため、Ｓ量は０．０７％以下とする。好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｓを０．０００５％未満とするには大きな製造コストの増加を伴うため、製造コストの点からはその下限は０．０００５％程度である。

Ａｌ：３．０％以下
　Ａｌは、製鋼工程で脱酸剤として添加される有用な元素である。しかし、Ａｌ量が３．０％を超えると、鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる。従って、Ａｌ量は３.０％以下とする。好ましくは、２．０％以下である。
　一方、Ａｌは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素であるため、０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。なお、本発明におけるＡｌ量は、脱酸後に鋼板中に含有するＡｌ量とする。

Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、極力低減することが好ましい。Ｎ量が０．０１０％を超えると耐時効性の劣化が顕著となるため、Ｎ量は０．０１０％以下とする。なお、Ｎを０．００１％未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの点からは、その下限は０．００１％程度である。

　以上、基本成分について説明したが、本発明では、上記の成分範囲を満足するだけでは不十分で、次式を満足させる必要がある。
［Ｓｉ％］＋［Ａｌ％］（［Ｘ％］は元素Ｘの質量％）：０.７％以上
　ＳｉおよびＡｌは共に、上記したように、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素である。炭化物の生成の抑制は、ＳｉまたはＡｌを単独で含有させても効果があるが、Ｓｉ量とＡｌ量の合計で０．７％以上を満足する必要がある。なお、上掲式におけるＡｌ量は、脱酸後に鋼板中に含有するＡｌ量とする。
　なお、上記Ｓｉ量とＡｌ量の合計の上限は、特に限定されないが、めっき性や延性の理由から、［Ｓｉ％］＋［Ａｌ％］は５．０％以下とするのが良い。好ましくは３．０％以下である。

　また、本発明では上記した基本成分の他、以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
Ｃｒ：０．０５％以上５．０％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｃｒ、ＶおよびＭｏは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。その効果は、それぞれ、Ｃｒ：０.０５％以上、Ｖ：０.００５％以上およびＭｏ：０.００５％以上の添加で得られる。一方、Ｃｒ：５.０％、Ｖ：１.０％およびＭｏ：０.５％を超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要以上に高強度となる。従って、Ｃｒ、ＶおよびＭｏを含有させる場合には、Ｃｒ：０．０５％以上５.０％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下およびＭｏ：０．００５％以上０．５％以下の範囲とする。

Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下のうちから選ばれる１種または２種
　ＴｉおよびＮｂは、鋼の析出強化に有用で、その効果は、それぞれの含有量が０．０１％以上で得られる。一方、それぞれの含有量が０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、ＴｉおよびＮｂを含有させる場合は、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下およびＮｂ：０．０１％以上０．１％以下の範囲とする。

Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界からポリゴナルフェライトが生成・成長することを抑制するのに有用な元素である。その効果は０．０００３％以上の含有で得られる。一方、含有量が０．００５０％を超えると加工性が低下する。従って、Ｂを含有させる場合は、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下の範囲とする。

Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下およびＣｕ：０．０５％以上２．０％以下のうちから選ばれる１種または２種
　ＮｉおよびＣｕは、鋼の強化に有効な元素である。また、鋼板に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、鋼板表層部の内部酸化を促進してめっき密着性を向上させる。これらの効果は、それぞれの含有量が０．０５％以上で得られる。一方、それぞれの含有量が２．０％を超えると、鋼板の加工性を低下させる。従って、ＮｉおよびＣｕを含有させる場合には、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下およびＣｕ：０．０５％以上２．０％以下の範囲とする。

Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる１種または２種
　ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有用である。その効果は、それぞれの含有量が０．００１％以上で得られる。一方、それぞれの含有量が０．００５％を超えると、介在物等の増加を招き、表面欠陥および内部欠陥などを引き起こす。従って、ＣａおよびＲＥＭを含有させる場合には、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下の範囲とする。

　本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。

　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
　上記の好適成分組成に調整した鋼片を製造後、熱間圧延するに際して、好ましくは１０００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱した後、最終圧延温度を少なくともＡｒ_３以上で、好ましくは９５０℃以下の温度域として熱間圧延を施し、少なくとも７２０℃までを（１／［Ｃ％］）℃／ｓ以上（［Ｃ％］は炭素の質量％）の速度で冷却し、２００℃以上７２０℃以下の温度域で巻き取る。
　熱間圧延の最終圧延はオーステナイト単相域とするため、最終圧延温度をＡｒ_３以上とする必要がある。次いで冷却を行うが、仕上げ圧延後の冷却中に、多量のポリゴナルフェライトが生成し、結果的に残りの未変態オーステナイト中に炭素が濃化し、その後の仕上げ圧延時に所望の低温変態組織を安定して得ることが出来ずに、結果として、鋼板の幅および長手方向に強度的なバラツキを有することとなり、冷間圧延性を阻害する場合がある。また、このような組織からは、焼鈍後にポリゴナルフェライトの生成域にムラが生じて、上述したように、ポリゴナルフェライトが硬質組織内に均一にかつ孤立して存在しにくくなり、結果として所望の特性が得られない場合がある。かかる組織は、圧延後７２０℃までの冷却速度を（１／［Ｃ％］）℃／ｓ以上とすることにより制御することができる。
　ここで、７２０℃までの温度は、ポリゴナルフェライトの成長が著しい温度域であるため、圧延後少なくとも７２０℃までの温度の平均冷却速度を（１／［Ｃ％］）℃／ｓ以上とする必要がある。

　また、巻取り温度は、上述したとおり２００℃以上７２０℃以下とする。これは、仕上げ温度を２００℃未満とした場合には、焼入れままのマルテンサイトが生成する割合が増加して、過大な圧延負荷や圧延時に割れが生じたりするためである。一方、７２０℃超の場合は、結晶粒が過度に粗大化し、かつフェライトがパーライト組織内に帯状に混在する場合があり、焼鈍後の組織形成を不均一にして機械的特性を劣化させる場合があるためである。
　なお、巻取り温度は５８０℃以上７２０℃以下もしくは３６０℃以上５５０℃以下とすることが特に好ましい。

　ここに、５８０℃以上７２０℃以下の温度域で巻き取ることによって熱延後の鋼組織にパーライトを析出させ、パーライト主体の鋼組織とすることができる。また、３６０℃以上５５０℃以下の温度域で巻き取ることによって熱延後の鋼組織にベイナイトを析出させ、ベイナイト主体の鋼組織とすることができる。
　なお、上記のパーライト主体の鋼組織とは、面積率でパーライトが最も多い分率を占める構成組織であり、かつポリゴナルフェライト以外の組織の５０％以上を占めることであり、ベイナイト主体の鋼組織とは、面積率でベイナイトが最も多い分率を占める構成組織であり、かつポリゴナルフェライト以外の組織の５０％以上を占めることである。
　上記の熱延条件とした場合には、冷間圧延時の圧延負荷を下げることが可能となり、また焼鈍後のポリゴナルフェライトもパーライトコロニー間から分散して核生成して、成長させることが可能となり、所望の組織が得やすくなる。

　なお、本発明では、鋼板を通常の製鋼、鋳造、熱間圧延、酸洗および冷間圧延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば、薄スラブ鋳造やストリップ鋳造などにより熱間圧延工程の一部または全部を省略して製造しても良い。また、熱延鋼板を酸洗後、必要に応じて、２５％以上９０％以下の範囲の圧下率で冷間圧延を行い冷延鋼板として次工程に供する。また、板厚精度などが要求されない場合は熱延鋼板のまま次工程に進めても良い。

　得られた鋼板を、フェライト－オーステナイト二相域またはオーステナイト単相域で１５秒以上６００秒以下の条件で焼鈍して、その後冷却する。

　本発明の鋼板は、上部ベイナイトやマルテンサイトといった未変態オーステナイトから変態させて得る低温変態相を主相とし、所定量のポリゴナルフェライトを含有するものである。
　焼鈍温度に関しては、前述した範囲内であれば特に制限はないが、焼鈍温度が１０００℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる構成相の粗大化を引き起こし、靭性などを劣化させるため、１０００℃以下とすることが好ましい。

　また、焼鈍時間が１５秒未満の場合には、オーステナイトへの逆変態が十分に進まない場合や、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合がある。一方、焼鈍時間が６００秒を超えると、多大なエネルギー消費に伴うコスト増を招く。従って、焼鈍時間は１５秒以上６００秒以下の範囲とする。好ましくは、６０秒以上５００秒以下の範囲である。
　なお、上記焼鈍においては、冷却後に所望の組織を得るため、フェライト分率を６０％以下とし、平均オーステナイト粒径を５０μｍ以下となるように焼鈍することが好ましい。
　ここで、Ａ_３点は、
Ａ_３点(℃)＝９１０－２０３×[Ｃ％]^1/2＋４４．７×[Ｓｉ％]－３０×[Ｍｎ％]＋７００×[Ｐ％]＋１３０×[Ａｌ％]－１５．２×[Ｎｉ％]－１１×[Ｃｒ％]－２０×[Ｃｕ％]＋３１．５×[Ｍｏ％]＋１０４×[Ｖ％]＋４００×[Ｔｉ％]
によって近似的に算出することができる。なお、[Ｘ％]は鋼板の成分元素Ｘの質量％とする。

　焼鈍後の冷延鋼板は、平均８℃／秒以上の冷却速度で、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓに対して、Ｍｓ-１５０℃以上、Ｍｓ未満の第一温度域まで冷却される。この冷却は、Ｍs点未満まで冷却することによりオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させるものである。ここで、第一温度域の下限がＭｓ-１５０℃未満では、未変態オーステナイトが、この時点でほとんどすべてマルテンサイト化するために、上部ベイナイト（ベイニティックフェライトや残留オーステナイト）量が確保できない。一方、第一温度域の上限がＭｓ以上だと、焼戻しマルテンサイト量が本発明の規定量を確保できなくなる。従って、第一温度域の範囲は、（Ｍｓ-１５０℃）以上、Ｍｓ未満とする。

　平均冷却速度が８℃/秒未満の場合、ポリゴナルフェライトの過剰な生成、成長や、パーライト等の析出が生じ、所望の鋼板組織を得られない。従って、焼鈍温度から第一温度域までの平均冷却速度は、８℃/秒以上とする。好ましくは、１０℃/秒以上である。平均冷却速度の上限は、冷却停止温度にバラツキが生じない限り特に限定されないが、一般的な設備では、平均冷却速度が１００℃/秒を超えると、鋼板の長手方向および板幅方向での組織のバラツキが著しく大きくなるため、１００℃/秒以下が好ましい。従って、平均冷却速度は、１０℃/秒以上１００℃/秒以下の範囲が好ましい。

　上述したＭｓ点を高精度に判断するためにはフォーマスタ試験などによる実測が必要であるが、下記（１）式で定義されるＭと比較的良い相関があり、本発明では、このＭをＭｓ点として用いることができる。
Ｍ（℃）=540-361×｛[Ｃ％]/（1-[α％]/100）｝-6×［Ｓｉ％]-40×［Ｍｎ％]+30×[Ａｌ％]-20×［Ｃｒ％]-35×[Ｖ％]-10×[Ｍｏ％]-17×[Ｎｉ％]-10×[Ｃｕ％]≧100・・・（１）
ただし、[Ｘ％]は合金元素Ｘの質量％、[α％]はポリゴナルフェライトの面積率（％）

　上記の第一温度域まで冷却された鋼板は、３５０～４９０℃の第二温度域まで昇温され、第二温度域で５秒以上２０００秒以下の時間保持される。第二温度域では、焼鈍温度から第一温度域までの冷却により生成したマルテンサイトを焼戻し、未変態オーステナイトを上部ベイナイトに変態させる。第二温度域の上限が４９０℃を超えると、未変態オーステナイトから炭化物が析出して、所望の組織が得られない。一方、第二温度域の下限が３５０℃に満たないと、上部ベイナイトではなく、下部ベイナイトが生成し、オーステナイト中へのＣ濃化量が少なくなることが問題となる。従って、第二温度域の範囲は、３５０℃以上４９０℃以下の範囲とする。好ましくは、３７０℃以上４６０℃以下の範囲である。

　また、第二温度域での保持時間が５秒未満の場合、マルテンサイトの焼戻しや上部ベイナイト変態が不十分となり、所望の鋼板組織とすることができない。その結果、得られた鋼板の加工性が劣ってしまう。一方、第二温度域での保持時間が２０００秒を超える場合、鋼板の最終組織として残留オーステナイトとなる未変態オーステナイトが炭化物の析出を伴って分解し、Ｃ濃化した安定な残留オーステナイトが得られず、その結果、所望の強度と延性またはその両方が得られない。従って、保持時間は５秒以上２０００秒以下とする。好ましくは、１５秒以上６００秒以下の範囲である。さらに好ましくは、４０秒以上４００秒以下である。

　なお、本発明における一連の熱処理では、上述した所定の温度範囲内であれば、保持温度は一定である必要はなく、所定の温度範囲内で変動しても本発明の目的を達成することができる。冷却速度についても同様である。また、熱履歴さえ満足すれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されても構わない。さらに、熱処理後に、形状矯正のために鋼板の表面に調質圧延を施すことや電気めっき等の表面処理を施すことも本発明の範囲に含まれる。

　本発明の高強度鋼板の製造方法には、さらに、溶融亜鉛めっき、あるいは溶融亜鉛めっき後にさらに合金化処理を加えた合金化溶融亜鉛めっきを加えることができる。
　溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきは、少なくとも第一温度域までの冷却を終了した鋼板である必要がある。それ以降の第一温度域から第二温度域への昇温中、第二温度域保持中、第二温度域保持後のいずれのタイミングでも、上記のめっきを加えることができるが、第二温度域での保持条件が本発明の規定を満たす必要が有る。
　また、第二温度域での保持時間は、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化亜鉛めっき処理を施す場合には、その処理時間も含めて５秒以上２０００秒以下とすることが望ましい。なお、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理は、連続溶融亜鉛めっきラインにて行うことが好ましい。より好ましくは１０００秒以下である。

　また、本発明の高強度鋼板の製造方法では、上記した本発明の製造方法に従い、熱処理まで完了させた高強度鋼板を製造した後、改めて溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことができる。

　鋼板に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う方法を例示すると、次のとおりである。
　鋼板をめっき浴中に浸入させ、ガスワイピングなどで付着量を調整する。めっき浴中の溶解Ａｌ量は、溶融亜鉛めっき処理の場合は０．１２％以上０．２２％以下の範囲、合金化溶融亜鉛めっき処理の場合は０．０８％以上０．１８％以下の範囲とすることが好ましい。

　処理温度は、溶融亜鉛めっき処理の場合、めっき浴の温度は通常の４５０℃以上５００℃以下の範囲であれば良く、さらに合金化処理を施す場合、合金化時の温度は５５０℃以下とすることが好ましい。合金化温度が５５０℃を超える場合、未変態オーステナイトから炭化物が析出したり、場合によってはパーライトが生成したりするため、強度や加工性またはその両方が得られず、また、めっき層のパウダリング性も劣化する。一方、合金化時の温度が４５０℃未満では合金化が進行しない場合があるため、４５０℃以上とすることが好ましい。

　めっき付着量は片面当たり２０ｇ/ｍ^２以上１５０ｇ/ｍ^２以下の範囲とすることが好ましい。めっき付着量が２０ｇ/ｍ^２未満では耐食性が不足し、一方、１５０ｇ/ｍ^２を超えても耐食効果は飽和し、コストアップを招くだけである。

　めっき層の合金化度（Ｆｅ％(Ｆｅ含有量（質量％）)）は７％以上１５％以下の範囲が好ましい。めっき層の合金化度が７％未満では、合金化ムラが生じ外観品質が劣化したり、めっき層中にいわゆるζ相が生成され鋼板の摺動性が劣化したりする。一方、めっき層の合金化度が１５％を超えると、硬質で脆いΓ相が多量に形成され、めっき密着性が劣化する。

　上述したようなめっき処理を施すことで、その表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有している高強度鋼板を得ることができる。

　以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定するものではない。また、本発明の要旨構成の範囲内で構成を変更することは、本発明の範囲に含まれるものとする。

（実施例１）
　表１に示す成分組成の鋼を溶製して得た鋳片を、１２００℃に加熱し、Ａｒ_３以上の温度である８７０℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を表２に示す条件で巻取り、ついで熱延鋼板を酸洗後、６５％の圧延率（圧下率）で冷間圧延し、板厚：１.２ｍｍの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表２に示す条件でフェライト－オーステナイト二相域またはオーステナイト単相域で焼鈍を行う熱処理を施した。なお、表２中の冷却停止温度：Ｔとは、焼鈍温度から鋼板を冷却する際に、鋼板の冷却を停止する温度とする。
　また、一部の冷延鋼板については、合金化溶融亜鉛めっき処理を施した（試料No.１５）。ここで、溶融亜鉛めっき処理は、めっき浴温度：４６３℃、目付け量（片面あたり）：５０ｇ/ｍ^２となるように両面めっきを施した。また、合金化溶融亜鉛めっき処理は、同じくめっき浴温度：４６３℃、目付け量（片面あたり）：５０ｇ/ｍ^２として合金化度（Ｆｅ％(Ｆｅ含有量)）が９％となるように合金化温度：５５０℃以下で合金化条件を調整して両面めっきを施した。なお、溶融亜鉛めっき処理および合金化溶融亜鉛めっき処理は、表２中に示すＴ℃まで一旦冷却した後に行った。

　得られた鋼板に、めっき処理を施さない場合には熱処理後に、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施す場合にはこれらの処理の後に、圧延率（伸び率）：０．３％の調質圧延を施した。

　かくして得られた鋼板の諸特性を、以下に示す方法で評価した。
　各鋼板から試料を切り出し研磨して、圧延方向に平行な面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍で１０視野組織観察して、各相の面積率を測定し、各結晶粒の相構造を同定した。

　残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向に板厚の１/４まで研削・研磨し、Ｘ線回折強度測定により求めた。入射Ｘ線には、Ｃｏ－Ｋαを用い、フェライトの(２００)、(２１１)、(２２０)各面の回折強度に対するオーステナイトの(２００)、(２２０)、（３１１）各面の強度比から残留オーステナイト量を計算した。

　残留オーステナイト中の平均Ｃ量は、Ｘ線回折強度測定でのオーステナイトの(２００)、(２２０)、(３１１)各面の強度ピークから格子定数を求め、次の計算式から残留オーステナイト中の平均Ｃ量（％）を求めた。
ａ_０＝０．３５８０＋０．００３３×[Ｃ％]＋０．０００９５×[Ｍｎ％]
　　　＋０．００５６×[Ａｌ％]＋０．０２２×[Ｎ％]
　ただし、ａ_０：格子定数（ｎｍ）、[Ｘ％]：元素Ｘの質量％。なお、Ｃ以外の元素の％は、鋼板全体に対する％とした。

　引張試験は、鋼板の圧延方向に対して垂直な方向から採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して行った。ＴＳ（引張強さ）、Ｔ.ＥＬ（全伸び）を測定し、引張強さと全伸びの積（ＴＳ×Ｔ.ＥＬ）を算出して、強度と加工性（延性）のバランスを評価した。なお、本発明では、ＴＳ×Ｔ.ＥＬ≧２７０００（ＭＰａ・％）の場合を良好とした。

　伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して評価した。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランスを板厚の１２％で直径：１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径：７５ｍｍのダイスを用いて、しわ押さえ力：８８．２ｋＮで押さえた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、以下の（１）の式から、限界穴拡げ率λ（％）を求めた。
　　　　λ（％）＝{（Ｄ_ｆ－Ｄ_０）/Ｄ_０}×１００　・・・（１）
　ただし、Ｄ_ｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ_０は初期穴径（ｍｍ）とする。
　　なお、本発明では、λ≧２５（％）の場合、伸びフランジ性を良好とした。

　また、鋼板組織中で最も硬質な組織の硬さを次に述べる方法で判断した。すなわち、組織観察の結果、焼入れままマルテンサイトが観察される場合は、これら焼入れままマルテンサイトを、超マイクロビッカースにて、荷重：０．０２Ｎで１０点測定し、それらの平均値を鋼板組織中で最も硬質な組織の硬さとした。なお、焼入れままマルテンサイトが認められない場合は、前述のように、焼戻しマルテンサイト、上部ベイナイトあるいは下部ベイナイトのいずれかの組織が、本発明の鋼板において最も硬質な相となる。これらの最も硬質な相は本発明の鋼板の場合、ＨＶ≦８００となる相であった。
　更に、各鋼板から切り出した試験片を、焼戻しマルテンサイト中で５ｎｍ以上０．５μｍ以下の鉄系炭化物を、１００００～３００００倍の範囲でＳＥＭ観察し、析出個数を求めた。
　以上の評価結果を表３に示す。
　なお、表３における鋼組織分率は、上部ベイナイト中のベイニティックフェライト（αｂ）、マルテンサイト（M）、焼戻しマルテンサイト（ｔM）、ポリゴナルフェライト（α）は鋼板組織全体に対する面積率を表し、残留オーステナイト（γ）は、上記により求めた残留オーステナイト量を示す。

　同表から明らかなように、本発明の鋼板はいずれも、引張強さが７８０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｔ.ＥＬの値が２７０００ＭＰａ・％以上およびλの値が２５％以上を満足し、高強度と優れた加工性を兼ね備えていることが確認できた。

　これに対し、試料Ｎｏ．４は、第一温度域までの平均冷却速度が適正範囲外であることから、所望の鋼板組織が得られず、λの値は２５％以上を満足し、伸びフランジ性は確保されているものの、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａに達せず、ＴＳ×Ｔ.ＥＬの値も２７０００ＭＰａ・％未満であった。
　試料Ｎｏ．５および１１は冷却停止温度：Ｔが第一温度域の範囲外であることから、所望の鋼板組織が得られず、引張強さ（ＴＳ）は７８０ＭＰａ以上を満足するものの、ＴＳ×Ｔ.ＥＬの値が２７０００ＭＰａ・％以上およびλの値が２５％以上のいずれかを満足しなかった。
　試料Ｎｏ．７は、Ｃの成分組成が本発明の適正範囲外であることから、所望の鋼板組織が得られず、引張強さ（ＴＳ）の値が７８０ＭＰａ以上およびＴＳ×Ｔ.ＥＬの値が２７０００ＭＰａ・％以上のいずれの基準も満足しなかった。
　試料Ｎｏ．１０は、第二温度域での保持温度が本発明の適正範囲外であることから、所望の鋼板組織が得られず、引張強さ（ＴＳ）ならびに伸びフランジ性は確保されているものの、ＴＳ×Ｔ.ＥＬの値は２７０００ＭＰａ・％未満で基準を満足しなかった。
　試料Ｎｏ．１３は、第二温度域の保持時間が適正範囲外であることから、所望の鋼板組織が得られず、引張強さ（ＴＳ）の値が７８０ＭＰａ以上を満足するものの、ＴＳ×Ｔ.ＥＬの値が２７０００ＭＰａ・％以上およびλの値が２５％以上の両方を満足しなかった。
　試料Ｎｏ．２２は、ＳｉとＡｌの合計量が本発明の適正範囲外であることから、所望の鋼板組織が得られず、引張強さ（ＴＳ）ならびに伸びフランジ性は確保されているものの、ＴＳ×Ｔ.ＥＬの値は２７０００ＭＰａ・％未満で基準を満足しなかった。
　試料Ｎｏ．２３は、Mn量が本発明の適正範囲外であることから、所望の鋼板組織が得られず、伸びフランジ性は確保されているものの、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａに達せず、ＴＳ×Ｔ.ＥＬの値も２７０００ＭＰａ・％未満であった。

Claims (12)

1. 　質量％で
   Ｃ：０.１０％以上０.５９％以下、
   Ｓｉ：３.０％以下、
   Ｍｎ：０.５％以上３.０％以下、
   Ｐ：０．１％以下、
   Ｓ：０．０７％以下、
   Ａｌ：３.０％以下および
   Ｎ：０．０１０％以下
   を含有し、かつ［Ｓｉ％］＋［Ａｌ％］（［Ｘ％］は元素Ｘの質量％）が０.７％以上を満足し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成からなり、
   　鋼板組織として、
   マルテンサイトの面積率が鋼板組織全体に対する面積率で５％以上７０％以下、
   残留オーステナイト量が５％以上４０％以下、
   上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率が鋼板組織全体に対する面積率で５％以上で、かつ
   上記マルテンサイトの面積率と、上記残留オーステナイト量と、上記ベイニティックフェライトの面積率との合計が４０％以上であって、
   　上記マルテンサイトのうち２５％以上が焼戻しマルテンサイトであり、
   　ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％超５０％未満で、かつその平均粒径が８μｍ以下であって、
   　隣接するポリゴナルフェライト粒からなる一群のフェライト粒をポリゴナルフェライト粒群としたとき、その平均直径が１５μｍ以下であり、
   　さらに、上記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０.７０質量％以上であって、
   引張強さが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板。
2. 　前記鋼板において、
   前記焼戻しマルテンサイト中に、５ｎｍ以上０.５μｍ以下の鉄系炭化物が１ｍｍ^２当たり５×１０^４個以上析出していることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
   Ｃｒ：０.０５％以上５.０％以下、
   Ｖ：０．００５％以上１．０％以下および
   Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下
   のうちから選んだ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または２に記載の高強度鋼板。
4. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
   Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下および
   Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下
   のうちから選んだ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乃至３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
5. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
   Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
   を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
6. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
   Ｎｉ：０．０５％以上２.０％以下および
   Ｃｕ：０．０５％以上２.０％以下
   のうちから選んだ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乃至５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
7. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
   Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下および
   ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下
   のうちから選んだ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乃至６のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
8. 　請求項１乃至７のいずれか１項に記載の鋼板が、その表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有していることを特徴とする高強度鋼板。
9. 　請求項１乃至７のいずれか１項に記載の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延するに際し、最終仕上温度をＡｒ_３以上として圧延を終了した後、少なくとも７２０℃までを（１／［Ｃ％］）℃／ｓ以上（［Ｃ％］は炭素の質量％）の速度で冷却し、ついで巻取り温度：２００℃以上７２０℃以下の条件で巻取って熱延鋼板とし、この熱延鋼板のまま、または必要に応じて冷間圧延を施して冷延鋼板としたのち、フェライト－オーステナイト二相域またはオーステナイト単相域で１５秒以上６００秒以下の焼鈍を施したのち、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓに対し、（Ｍｓ-１５０℃）以上Ｍｓ未満の第一温度域まで、平均冷却速度：８℃／秒以上で冷却し、ついで３５０℃以上４９０℃以下の第二温度域まで昇温し、該第二温度域で５秒以上２０００秒以下保持することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
10. 　前記巻取り温度を５８０℃以上７２０℃以下の範囲とすることを特徴とする請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。
11. 　前記巻取り温度を３６０℃以上５５０℃以下の範囲とすることを特徴とする請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。
12. 　少なくとも前記第一温度域までの冷却を終了した鋼板に対し、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする請求項９乃至１１のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。