(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０５以上、０．３５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、２．０％以下、
Ｍｎ：０．８％以上、３．０％以下、
Ｐ  ：０．００１０％以上、０．１％以下、
Ｓ  ：０．０００５％以上、０．０５％以下、
Ｎ  ：０．００１０％以上、０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、
を含有して、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成をもち、金属組織はフェライトまたはベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを主体とし、残留オーステナイト相を３％以上、３０％以下含む鋼板において、前記オーステナイト相がフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相と接する相界面において、前記オーステナイト相中の平均Ｃ濃度が０．6％以上，１．２％以下であり、前記オーステナイト相の中心濃度Ｃgcとオーステナイト粒の粒界の濃度Cgbが式（１）を満たす範囲にあるオーステナイト粒が５０％以上あることを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
Cgb/Cgc > 1.3                                   （１）
【請求項２】
前記オーステナイト相の平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項３】
前記フェライトと前記ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイト組織の合計が，全組織に対して、体積分率で５０％以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、
を含有することを特徴とする請求項１から請求項３に何れか１項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項５】
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０１％以上、０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、
Ｃｒ：０．１％以上、５．０％以下、
Ｗ：０．０１％以上、５．０％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から請求項４に何れか１項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項６】
さらに、質量％で、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上、０．０５％以下含有することを特徴とする請求項１から請求項５に何れか１項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項７】
さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から請求項６の何れか１項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項８】
鋳造スラブに対して，鋳造後そのまま、または、一旦、１１００℃以下まで冷却した後に，１１００℃以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を８５０℃以上，９７０℃以下にて終了し、その後６５０℃以下の温度域まで平均で１０℃／秒以上，２００℃/秒以下で冷却した後６５０℃以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40％以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が７００℃以上、９００℃以下で焼鈍した後に、平均で０。１℃／秒以上，２００℃／秒以下の冷却速度で３５０℃以上，４８０℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で２０秒以上，８００秒以下保持を行った後，３５０℃から２２０℃までの温度域を５℃／秒以上２５℃／秒以下の冷却速度で一次冷却し、さらに、１２０℃から常温近傍までの温度域を１００℃／秒以上または５℃／秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程を備えることを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項９】
鋳造スラブに対して，鋳造後そのまま、または、一旦、１１００℃以下まで冷却した後に，１１００℃以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を８５０℃以上，９７０℃以下にて終了し、その後650℃以下の温度域まで平均で１０℃／秒以上，２００℃/秒以下で冷却した後６５０℃以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40％以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が７００℃以上、９００℃以下で焼鈍した後に、平均で０．１℃／秒以上，２００℃／秒以下の冷却速度で３５０℃以上，４８０℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で２０秒以上，８００秒以下保持を行った後，溶融亜鉛めっき槽に浸漬し，３５０℃から２２０℃までの温度域を５℃／秒以上２５℃／秒以下の冷却速度で一次冷却し、さらに、１２０℃から常温近傍までの温度域を１００℃／秒以上または５℃／秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程を備えることを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項１０】
鋳造スラブに対して，鋳造後そのまま、または、一旦、１１００℃以下まで冷却した後に，１１００℃以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を８５０℃以上，９７０℃以下にて終了し、その後650℃以下の温度域まで平均で１０℃／秒以上，２００℃/秒以下で冷却した後６５０℃以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40％以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が７００℃以上、９００℃以下で焼鈍した後に、平均で０．１℃／秒以上，２００℃／秒以下の冷却速度で３５０℃以上，４８０℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で２０秒以上，８００秒以下保持を行った後，溶融亜鉛めっき槽に浸漬し、４４０℃以上，５８０℃以下の範囲で合金化処理を行い、３５０℃から２２０℃までの温度域を５℃／秒以上２５℃／秒以下の冷却速度で一次冷却し、さらに、１２０℃から常温近傍までの温度域を１００℃／秒以上または５℃／秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程を備えることを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主としてプレス加工されて使用される自動車等の構造材料に好適な伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の車体、部品等の軽量化と安全性とを両立させるために、素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、延性や穴広げ性などが低下し、成形性が損なわれる。これに対し、高強度鋼板において，残留オーステナイトを鋼組織に持つ残留オーステナイト鋼は， TRIP効果を利用して、高強度であるにも関わらず、非常に高い伸びをもつことが知られている。この残留オーステナイト鋼において、さらに伸びを高めるべく、例えば、特許文献１では、残留オーステナイトの分率を高く確保しつつ、２種類のフェライト（ベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライト）を制御して均一伸びを確保する技術が開示されている。一方で、特許文献２では、伸びと形状凍結性を確保する目的で、オーステナイト相の形状をアスペクト比で規定する技術が開示されている。また、特許文献３では、オーステナイト相の分布を最適化することにより、より高い伸びが確保できるとしている。
【０００３】
一方で、ＴＲＩＰ効果を利用した鋼板は、穴拡げ加工前の打ち抜き時に残留オーステナイト相がマルテンサイトに変態してしまうため、穴拡げ加工時に、ＤＰ鋼のように、相界面の応力集中が助長されることで、穴拡げ性が劣化してしまう。特許文献４では、残留オーステナイト鋼において、少量存在するマルテンサイト相を焼戻すことで、穴拡げ性を改善させる技術が開示されている。ただし、この技術においても、打ち抜き時に加工誘起変態により生成するマルテンサイトによる穴拡げ劣化を抑制することはできず、現在、高強度鋼板において要求されている高い加工性にこたえられる、伸びと穴拡げ性が両立できているとはいえない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００６−２７４４１８号公報
【特許文献２】特開２００７−１５４２８３号公報
【特許文献３】特開２００８−５６９９３号公報
【特許文献４】特開２００６−１０４５３２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、従来の問題点を解決するためになされたものであって、残留オーステナイト鋼において、穴拡げ性を向上すべく鋭意検討を重ねた結果見出した技術であり、伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
残留オーステナイト鋼は焼鈍中のフェライト変態、ベイナイト変態を制御して、オーステナイト中のＣ濃度を高めることで、製品の鋼組織にオーステナイトを残し、この残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果によって、高い伸びを持つ高強度鋼板である。しかし、打ち抜き時にマルテンサイトが生じ、マルテンサイトとフェライトの大きな硬度差から、相境界に応力集中が起きやすく、穴拡げ性の劣化を起こしていた。加えて、ＴＲＩＰ効果を効果的に作用させるためには、高いＣ濃度をもつ安定な残留オーステナイトが必要であるが、このような残留オーステナイトは変態後に高い硬度を持つため、穴拡げ性を劣化させるという課題があった。これに対して本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、変態後のマルテンサイトを低く抑えつつ、残留オーステナイト相の安定性を高めるために、オーステナイト相中の濃度勾配をコントロールすることで、変態後のマルテンサイト硬度を強めることなく、安定なオーステナイト相を作る技術を見出し、本発明を完成するに至った。
【０００７】
即ち、本発明の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板は、
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．０５以上、０．３５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、２．０％以下、
Ｍｎ：０．８％以上、３．０％以下、
Ｐ  ：０．００１０％以上、０．１％以下、
Ｓ  ：０．０００５％以上、０．０５％以下、
Ｎ  ：０．００１０％以上、０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、
を含有して、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成をもち、金属組織はフェライト、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを主体とし、残留オーステナイト相を３％以上、３０％以下含む鋼板において、前記オーステナイト相がフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相と接する相界面において、前記オーステナイト相中の平均Ｃ濃度が０．6％以上，１．２％以下であり、前記オーステナイト相の中心濃度Ｃgcとオーステナイト粒の粒界の濃度Cgbが（式１）を満たす範囲にあるオーステナイト粒が５０％以上あることを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
Cgb/Cgc > 1.3                                   （式１）
（２）前記オーステナイト相の平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする上記（１）に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
（３）前記フェライト、前記ベイナイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの組織の合計が，全組織に対して、体積分率で５０％以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
（４）さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、
を含有することを特徴とする上記（１）から（３）の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
（５）さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０１％以上、０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、
Ｃｒ：０．１％以上、５．０％以下、
Ｗ：０．０１％以上、５．０％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）から（４）の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
（６）さらに、質量％で、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上、０．０５％以下含有することを特徴とする上記（１）から（５）の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
（７）さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）から（６）の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
（８）  鋳造スラブに対して，鋳造後そのまま、または、一旦、１１００℃以下まで冷却した後に，１１００℃以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を８５０℃以上，９７０℃以下にて終了し、その後６５０℃以下の温度域まで平均で１０℃／秒以上，２００℃/秒以下で冷却した後６５０℃以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40％以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が７００℃以上、９００℃以下で焼鈍した後に、平均で０．１℃／秒以上，２００℃／秒以下の冷却速度で３５０℃以上，４８０℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で２０秒以上，８００秒以下保持を行った後，３５０℃から２２０℃までの温度域を５℃／秒以上２５℃／秒以下の冷却速度で一次冷却し、さらに、１２０℃から常温近傍までの温度域を１００℃／秒以上または５℃／秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程を備えることを特徴とする上記（１）〜（７）の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（９）鋳造スラブに対して，鋳造後そのまま、または、一旦、１１００℃以下まで冷却した後に，１１００℃以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を８５０℃以上，９７０℃以下にて終了し、その後650℃以下の温度域まで平均で１０℃／秒以上，２００℃/秒以下で冷却した後６５０℃以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40％以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が７００℃以上、９００℃以下で焼鈍した後に、平均で０．１℃／秒以上，２００℃／秒以下の冷却速度で３５０℃以上，４８０℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で２０秒以上，８００秒以下保持を行った後，溶融亜鉛めっき槽に浸漬し，３５０℃から２２０℃までの温度域を５℃／秒以上２５℃／秒以下の冷却速度で一次冷却し、さらに、１２０℃から常温近傍までの温度域を１００℃／秒以上または５℃／秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程を備えることを特徴とする上記（１）〜（７）の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（１０）  鋳造スラブに対して，鋳造後そのまま、または、一旦、１１００℃以下まで冷却した後に，１１００℃以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を８５０℃以上，９７０℃以下にて終了し、その後650℃以下の温度域まで平均で１０℃／秒以上，２００℃/秒以下で冷却した後６５０℃以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40％以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が７００℃以上、９００℃以下で焼鈍した後に、平均で０．１℃／秒以上，２００℃／秒以下の冷却速度で３５０℃以上，４８０℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で２０秒以上，８００秒以下保持を行った後，溶融亜鉛めっき槽に浸漬し、４４０℃以上，５８０℃以下の範囲で合金化処理を行い、３５０℃から２２０℃までの温度域を５℃／秒以上２５℃／秒以下の冷却速度で一次冷却し、さらに、１２０℃から常温近傍までの温度域を１００℃／秒以上または５℃／秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程を備えることを特徴とする上記（１）〜（７）の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００８】
本発明の高強度薄鋼板は、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果にて，高強度であるにもかかわらず，極めて高い伸びを確保しつつ，高い穴拡げ性を得ることが可能となる。また，本発明の根本となる，オーステナイト相中のＣ濃度勾配は、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度を高めることなく、安定性を高める極めて効率的かつ有効な手法であり，この技術によって，初めて，伸びと穴拡げ性を高いレベルで両立することが可能とできる。
【０００９】
この効果は，残留オーステナイトを生成した後に，残留オーステナイト相中のＣ濃度勾配を作ることが可能であれば継続させることができる。すなわち，冷延鋼板，溶融亜鉛めっき鋼板のみならず，熱延鋼板においても同様の効果を得ることができる。また，この濃度勾配を壊すことがなければ効果は継続できるため，電気めっき鋼板にも適用可能である。
【００１０】
本発明は、鋳造条件により影響を受けるもではない。例えば、鋳造方法（連続鋳造かインゴット鋳造），スラブ厚の違いによる影響少なく，薄スラブなど特殊な鋳造−熱延方法を用いてもよい。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】本発明の鋼板が比較鋼に比べ、優れた伸びをもつことを示す図である。
【図２】本発明の鋼板が比較鋼に比べ、優れた穴拡げ性をもつことを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明の高強度薄鋼板は、残留オーステナイト鋼において，残留オーステナイト相の平均Ｃ濃度を高めることなく、安定性を高めることに着目したもので、鋭意検討を重ねた結果、残留オーステナイト相の濃度勾配を制御することで、これを実現することが可能であり、強度と伸びと穴拡げ性を高いレベルで両立できることを見出した。
【００１３】
組織はフェライト相とベイナイト相と焼戻しマルテンサイト相を主体とし，残留オーステナイト相を３％以上含有することが必要である。より高い強度を望む場合にはマルテンサイトを含有してもよいが、フェライト相とベイナイト相を主体としない場合，伸びが著しく低下する。また、パーライトは５％以下であれば含んでも材質を著しく劣化させることはないので、５％以下であることが望ましい。
【００１４】
残留オーステナイトの平均Ｃ濃度は，残留オーステナイトの安定性と加工誘起変態後のマルテンサイト硬さに大きく寄与する。平均Ｃ濃度が０．６％未満ではＣ濃度勾配を利用しても残留オーステナイトの安定性を十分に高めることができないため，ＴＲＩＰ効果を効果的に得ることができず，伸びが劣化する。一方で，１．２％を超えると、変態後のマルテンサイト硬さが強くなりすぎ、穴拡げ性の劣化を起こす。このため０．６％以上，１．２％以下とする。
【００１５】
残留オーステナイト相中のＣ濃度分布は本発明において最も重要なもののひとつである。それぞれの残留オーステナイト粒は，フェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相と接する相界面において、Ｃ濃度が中心部の濃度に比べて，高く保つことで相境界の残留オーステナイト安定性が高くなり，相全体の安定性が高まる。残留オーステナイト相中の平均Ｃ濃度が低い条件で、優れたＴＲＩP効果を得るためには、濃度勾配を大きく保つこと、すなわち、残留オーステナイト粒の中心濃度Ｃgcと残留オーステナイト粒の粒界の濃度Cgbからなる（式１）の左辺を大きくする必要である。（式１）の右辺が１．３以上の値が得られるときに、その効果が顕著に表れ高い伸びが得られる。したがって、（式１）の範囲は１．３以上とする。この効果を組織全体で担保するためには，全体の残留オーステナイト粒のうち，（式１）を満たす残留オーステナイト粒が５０％以上であることが必要である。
Cgb/Cgc >1.3                                    （式１）
ここで，Ｃgc，Ｃgbは，正確に分解濃度が得られる条件で，精度が保証される測定方法であればどのような測定方法でも構わないが，例えば，FE-SEM付属のEPMAを用いて，0.5μm以下ピッチでC濃度を注意深く測定することによって得ることができる。ただし、界面の局部的なＣ濃度を測ることは現時点では不可能である。そのため、（式１）に示される比が1.3は本発明者らが検討を重ねた結果、通常の測定において、最低、この値を満たしたとき、十分な効果が見られると判断できたことから発明に至った。
【００１６】
残留オーステナイトの平均粒径は５μｍ以下であることが必要である。５μｍ超では，残留オーステナイト相の分散が粗く，TRIP効果を充分に発揮することができないため，伸びが低下する。一方で，０．５μｍ未満では，相界面の濃度勾配を得ることが難しく，伸びが劣化する。したがって，０．５μｍ以上が望ましい。
【００１７】
母相となる，フェライト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト組織の合計は，全組織に対して、体積分率で５０％以上であることが必要である。５０％未満では，オーステナイト相中のＣ濃度を高くすることができないため，濃度勾配を用いても安定性を確保することが困難となり，伸びが劣化する。一方，９５％を超えると残留オーステナイト相の必要分率を確保することが困難となり，伸びの劣化を引き起こすため，９５％以下であることが望ましい。
以下に本発明の高強度薄鋼板の化学成分の限定理由を説明する。
Ｃは、強度確保の観点から、またオ−ステナイトを安定化する基本元素として、必須の元素である。Ｃが０.０５％未満では強度が満足せず、また残留オ−ステナイトが形成されない。また、０．３５％を超えると、強度が上がりすぎ、延性が不足し工業材料として使用できない。また，スポット溶接性を著しく劣化させる。高い伸びが必要な場合，０．２％以上とすることが望ましい。一方で，溶接性が必要とされる場合は， ０．２５％以下とすることが望ましい。
Ｓｉは強度確保の観点で添加することに加え、セメンタイトの生成を遅らせる元素であり、残留オ−ステナイト生成に有効な元素であるため、通常、延性の確保のために添加される元素である。しかし，２．０％を超えて添加しても，その効果は飽和されることに加え，脆化を引き起こしやすくなる。溶融亜鉛めっき性，化成処理のしやすさが必要な場合，１．５％以下が望ましい。一方，０．０５％未満の添加では，セメンタイトの抑制効果が得られない。そこで，０．０５％を下限とする。Ｓｉと同様の効果が得られるＡｌ添加量が０．１％以下のときは，１％以上の添加が望ましい。
Ｍｎは強度確保の観点で添加が必要であることに加え、炭化物の生成を遅らせる元素であり残留オ−ステナイトの生成に有効な元素である。Ｍｎが０．８％未満では、強度が満足せず、また残留オ−ステナイトの形成が不十分となり延性が劣化する。また、Ｍｎ添加量が３．０％を超えると、焼入れ性が高まるため、残留オ−ステナイトに変わってマルテンサイトが生成し、強度上昇を招きやすく、これにより、製品のバラツキが大きくなるほか、延性が不足し工業材料として使用できない。従って、本発明におけるＭｎの範囲は、０．８％以上，３．０％以下とする。材質面では，１．０以上，２．４％以下が好ましい。
【００１８】
Ｐは鋼板の強度を上げる元素として必要な強度レベルに応じて添加する。しかし、添加量が多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させる。また、溶接性を劣化させる。従って、P上限値は０．１%とする。一方，０．００１０％未満ではＰの劣化効果は無視できる他，これ未満にするにはコストの上昇を招く。
【００１９】
Ｓは、ＭｎＳを生成することで局部延性、溶接性を劣化させる元素であり、鋼中に存在しない方が好ましい元素である。従って、上限を０．０５%とする。一方，０．０００５％未満にするにはコストの上昇を招くため、下限を０．０００５％とする。
【００２０】
Ａｌは、Ｓｉと同様，フェライト生成を促進する効果がある他，セメンタイトも抑制できる重要な元素の１つである。すなわち，残留オ−ステナイトを安定化させる作用がある。０.０１％未満のＡｌ添加ではこの効果は期待できない。一方、Ａｌを過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため，２．０％を上限とした。溶融亜鉛めっき性を考慮する場合，Ａｌはこれを劣化させるため、その上限を１．８％とすることが望ましい。
【００２１】
Ｎは、不可避的に含まれる元素であるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化させるのみならず、ＡｌＮ析出量が多くなってＡｌ添加の効果を減少させるので、０．０１０％以下の含有が好ましい。 また、不必要にＮを低減することは製鋼工程でのコストが増大するので通常０．００１０％以上に制御することが好ましい。
【００２２】
Ｍｏは、鋼中のパーライトの生成を抑制する元素で，焼鈍中の冷却速度が遅い場合，または，めっきの合金化処理等で再加熱がなされる場合に特に重要となる元素である。この効果を得るためには，Ｍｏの最低添加量を０．０２％とした。これ未満では、パ−ライトの生成が抑制されず、残留オ−ステナイト率が低減する。一方で，過多のＭｏの添加は延性の劣化や化成処理性を劣化させることがあるので、上限を０．５%とした。より高い強度−延性バランスを得るためには、０．３％以下とすることが好ましい。
【００２３】
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｗは微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成する元素であり、強度確保に有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を添加することが可能である。これを達成するためには，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｗで０．０１％，Ｖで０．００５％，Ｃｒで０．１％，の添加が必要である。一方で，過度の添加は、強度が上昇しすぎて延性が低下するため、Ｎｂは０．１０％以下，Ｔｉは０．２０％以下，Ｖは０．１０％以下，Ｃｒは５．０％以下，Ｗは５．０％以下であることが必要である。
【００２４】
鋼はさらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ(希土類元素)の１種または２種以上を、単独または合計で０．０００５％以上、０．０５％以下含有することができる。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物や酸化物の形状を制御して局部延性や穴拡げ性を向上させる。この目的のためには、これらの元素の１種または２種以上を単独または合計で０．０００５％以上添加する必要がある。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるため、その上限を０．０５％とした。
【００２５】
鋼はさらに、Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７％以下の１種または２種以上を含有することができる。これらの元素は変態を遅らせ鋼の強度を高めることができるが、Ｃｕ：０．０４％未満、Ｎｉ：０．０２％未満、Ｂ：０．０００３％未満では焼入れ性が弱く、高温でフェライト形成を促すために、必要な強度を得ることができない。一方で、この範囲を超えた添加では、焼き入れ性が強くなりすぎて、フェライト，ベイナイト変態が遅くなるため残留オーステナイト相へのＣ濃化を遅れさせてしまう。
【００２６】
鋼は、以上の元素のほかＳｎ、Ａｓなどの不可避的に混入する元素を含み、残部鉄からなる。
以下に本発明に係る高強度薄鋼板の製造方法について説明する。
【００２７】
本発明者らは、鋭意検討の結果、本発明の高強度薄鋼板を製造するに際しては、ベイナイト変態またはマルテンサイトの焼戻しによりオーステナイト相へのＣ濃化を促した後の冷却条件の制御によりオーステナイト相中の濃度勾配制御が可能であることを見出した。また，これ以前のオーステナイト相中への濃化とあわせることで，残留オーステナイト相の安定性を高くすることが可能である。この効果を実現するために本発明で最も重要なもののひとつはベイナイト変態、マルテンサイト焼戻し後の冷却条件である。過時効（ＯＡ）処理後，の冷却において，３５０℃から２２０℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上２５℃／秒以下で一次冷却し、さらに、１２０℃以下常温近傍までの温度域を１００℃／秒以上または５℃／秒以下の平均冷却速度で二次冷却する。
ＯＡ後の冷却中に起こる微かな変態はオーステナイト中の粒界近傍のＣ濃度を増すうえで重要な役割を担うこのため、一次冷却では、３５０℃から２２０℃温度域の冷却速度が２５℃／秒を超えるとこの間に変態が進まずオーステナイト中へのＣ濃化がおこらない。一方、３５０℃から２２０℃温度域の冷却速度が５℃／秒未満だと、オーステナイト中でのＣ拡散が進み、Ｃの濃度勾配が小さくなる。
また、１２０℃以下の低温域ではＣ拡散がさらに限定され、変態が起こりにくくなる。このため、二次冷却では１２０℃から常温近傍までの平均冷却速度１００℃／秒以上で鋼板を冷却することによりオーステナイト中のＣ濃度勾配を３５０℃から２２０℃温度域で達成したままの状態にすることができる。あるいは、二次冷却では１２０℃から常温近傍までの平均冷却速度を５℃／秒以下で冷却することによりオーステナイト相中のＣ濃度勾配をより著しいものとすることができる。二次冷却において、５℃／秒超１００℃／秒未満では変態が起こらないばかりでなく、粒界のＣ濃度の低下が起こる。
【００２８】
熱間圧延前のスラブは、連続鋳造後そのまま、または、再加熱により１１００℃以上とする。この温度未満では、均質処理が不十分で、強度と伸びの低下を起こす。
【００２９】
次いで、仕上げ温度を８５０℃以上、９７０℃以下としてスラブを熱間圧延する。仕上げ温度が、８５０℃未満では（α＋γ）２相域圧延となり、延性の低下をもたらすからであり、９７０℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大になって、フェライト相分率が小さくなって、延性が低下するからである。
【００３０】
その後６５０℃以下の温度域まで平均で１０℃／秒以上，２００℃/秒以下で冷却した後，６５０℃以下の温度範囲で巻取る。この冷却速度未満，巻取り温度超では，曲げ性を著しく劣化させるパーライト相が生成する。平均冷却速度が２００℃／秒を超えるとパーライト抑制効果は飽和すること，また，冷却終点温度のばらつきが大きくなり安定した材質を確保することが難しくなる。従って，２００℃／秒以下とする。
【００３１】
酸洗後は試作材に４０％以上の冷間圧延を施すことができる。これ未満では，焼鈍中の再結晶や逆変態が抑制されて，伸びの低下を起こす。
【００３２】
焼鈍時の最高温度は７００℃以上、９００℃以下とする。７００℃未満では焼鈍中のフェライト相の再結晶が遅れるため，伸びの低下を引き起こす。一方，９００℃より高温では，マルテンサイト分率が増加し，伸びの劣化を起こす。
【００３３】
焼鈍工程の均熱処理後の冷却において，組織を凍結し，ベイナイト変態を効率的に引き起こすためには，冷却速度は速いほうが良い。ただし，０．１℃／秒未満では変態を制御できない。一方で，２００℃／秒を越えても，その効果は飽和し，また残留オーステナイト生成に最も重要となる，冷却終点温度の温度制御性を著しく劣化させる。このため，焼鈍後の冷却速度は，平均で０．１℃／秒以上，２００℃／秒以下とする。
冷却終点温度およびその後の保持はベイナイト生成を制御し，残留オーステナイトのＣ濃度を決定する重要な技術である。冷却終点温度を３５０℃未満とするとマルテンサイトが多量にでてしまい，鋼強度を過剰に高くし，加えて，オーステナイトを残留させることが難しくなるため伸びの劣化が極めて大きくなる。一方で，４８０℃を超えるとベイナイト変態が遅くなり，加えて保持中にセメンタイトの生成が起こり，残留オーステナイト中のＣの濃化が低下する。従って，冷却停止温度，および保持温度は３５０℃以上，４８０℃以下とする。
【００３４】
保持時間は残留オーステナイトへのＣ濃化の点では長い程よい。２０秒未満では，ベイナイト変態量が少なく、排出されるＣ量が減少することから、濃度勾配ができにくい。一方で、長時間になると、Ｃの濃化が大きくなりすぎ、加工誘起変態後のマルテンサイトの硬さを高めて穴拡げ性を劣化させる。８００秒を越えるとベイナイト変態が遅くなり、濃度勾配が小さくなること、また、オーステナイト相中にセメンタイトが生成し，これにより，Ｃの濃度低下が起こりやすくなる。従って，保持時間は２０秒以上，８００秒以下とする。
【００３５】
本技術は，溶融めっき鋼板においても適用が可能である，これに適用する場合，３５０℃から４８０℃での保持後，溶融亜鉛めっき槽に浸漬する。また，本技術は，浸漬後，合金化処理を施すことも可能である。このとき，４４０℃以上，５８０℃の範囲でめっきの合金化処理を行う。４４０℃より低い温度では合金化が不十分となり，５８０℃を超えると過合金となり耐食性が著しく劣化する。
以下、実施例に基づき本発明を詳細に説明する。
【００３６】
表１に示した成分組成を有する鋼を製造し、冷却凝固後１２００℃まで再加熱し、８８０℃にて仕上圧延を行い、冷却後５５０℃まで，平均冷却速度６０℃／秒冷却後，巻取りを行った。その後，この熱延板を５０％の冷間圧延した。その後連続焼鈍にて、表２に示した条件にて，焼鈍処理を行った。焼鈍後は，降伏点伸びを抑制する目的から，１％のスキンパス圧延を行った。
【００３７】
引張特性は、ＪＩＳ５号引張試験片のC方向引張にて評価した。組織の同定、存在位置の観察および平均粒径(平均円相当径)と占有率の測定は、ナイタ−ル試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向と直角な断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察により定量化した。
【００３８】
穴拡げ試験は、穴径１０ｍｍ、クリアランス１２％で打ち抜きを行ったサンプルを頂点角６０°のポンチにて穴を押し上げ、亀裂が板厚を貫通したところの穴径ｄ１から
穴拡げ率（％）＝（ｄ１−１０）／１０×１００
にて求めた。
【００３９】
残留オーステナイトの体積率及びその平均の炭素濃度は特開平１１−１９３４３５号後方に記載されているようにX線回折により求めた。すなわち、残留オーステナイトの体積率Vγは、Mo-Kα線を用いて得られたデータから次式により算出することが出来る。
【００４０】
Vγ=（2/3）｛100/(0.7×α（１１１）/γ(200)+1)｝+(1/3)｛100/（0.78×α(211)/γ（311）+1）｝
但し、α（211）、γ（200）、α（211）、γ（311）は面強度を表す。
【００４１】
また残留オーステナイトの炭素濃度CγはCu-Kα線によるX線解析でオーステナイトの（200）面、(220)面、(311)面の反射角から格子定数（単位はオングストローム）を求め、次式に従い算出することが出来る。
【００４２】
Cγ=（格子定数-3.572）/0.033
発明例である試料Ａ〜ｇのうち，aはＣ含有量の上限，ｂはＣ含有量の下限を満足していない。ｃ，ｄ，e，ｇはそれぞれ，Ｓ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ含有量の上限を満足していない。ｆはＳｉとＡｌ含有量の下限を満足していない。 表２の実験結果のうち，Ａ３は保持時間が下限を下回っており、オーステナイト中の平均Ｃ濃度が高い。Ｂ３は焼鈍温度，オーステナイト粒径が上限を超えているためオーステナイト粒径が大きすぎ、Ｄ３については焼鈍温度が下限を下回っているため、伸び、穴拡げ率が低下している。Ｆ３は保持温度が下限を下回り、フェライト＋ベイナイト分率、オーステナイト分率がともに範囲外にある。Ｆ４は保持温度が上限を超え、フェライト＋ベイナイト分率、オーステナイト中の平均Ｃ濃度が低い。Ｈ３はオーステナイト中の平均Ｃ濃度が高く、伸び、穴拡げ率が低下している。Ｈ４は最終の一次冷却速度が本発明の範囲外にあり、式（１）を満たすオーステナイト粒が全体の５０％未満である。ａ１はオーステナイト中の平均Ｃ濃度が高く、伸び、穴拡げ率が低下している。ｂ１はオーステナイト分率が範囲以下である。ｄ１はオーステナイト中のＣ濃度が高い。ｅ１はオーステナイト中の平均Ｃ濃度が低い。ｆ１はオーステナイト分率が確保できない。ｇ１はオーステナイト中の平均Ｃ濃度が高い。Ｇ３、Ｑ３は最終の二次冷却速度が範囲外にあり、式（１）を満たすオーステナイトが範囲外にある。図１、２にこれらの材質を示すが、本発明の鋼板のみ、伸び、穴拡げ性を両立したものであり、比較鋼に比べ、
極めて高い値を示しており、本発明の目的を達成している。
【００４３】
【表１】
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【００４４】
【表２】
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【図１】
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【図２】
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