(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％（質量％の意味。以下、成分について同じ。）、
Ｓｉ：１．４０〜３．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ  ：０．１％以下、
Ｓ  ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．２０％、
Ｎ  ：０．０１％以下、
Ｏ  ：０．０１％以下、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
鋼板の板厚１／４位置について、走査型電子顕微鏡で組織を観察したとき、全組織に対するフェライトの体積率は５〜３５％、ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトの体積率は６０％以上であり、
光学顕微鏡で組織を観察したとき、全組織に対するフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（ＭＡ組織）の体積率は６％以下（０％を含まない）であるとともに、
Ｘ線回折法で残留オーステナイトを測定したとき、全組織に対する残留オーステナイトの体積率は５％以上であることを特徴とする加工性と低温脆性に優れた引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板。
【請求項２】
更に、他の元素として、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／または
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
更に、他の元素として、
Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、および
Ｖ  ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
更に、他の元素として、
Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／または
Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項５】
更に、他の元素として、
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項６】
更に、他の元素として、
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、および
ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項７】
前記ＭＡ組織の最大サイズは７μｍ以下である請求項１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項８】
引張強度ＴＳと伸びＥＬのバランス（ＴＳ×ＥＬバランス）は１７０００以上である請求項１〜７のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項９】
前記鋼板表面に、電気亜鉛めっき層、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請求項１〜８のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の成分からなる鋼板を圧延後、Ａｃ1点＋２０℃以上Ａｃ3点未満の温度で均熱保持した後、平均冷却速度５℃／秒以上で１００〜４００℃の温度域まで冷却し、次いで２００〜５００℃の温度域で１００秒間以上保持することを特徴とする加工性と低温脆性に優れた引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項１〜９のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の成分からなる鋼板を圧延後、Ａｃ3点以上の温度で均熱保持した後、平均冷却速度５０℃／秒以下で１００〜４００℃の温度域まで冷却し、次いで２００〜５００℃の温度域で１００秒間以上保持することを特徴とする加工性と低温脆性に優れた引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は加工性と低温脆性に優れた高強度鋼板に関し、特に引張強度が１１８０ＭＰａ以上の領域で、優れた加工性と低温脆性を発揮する高強度鋼板、並びにその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車や輸送機等の低燃費化を実現するために、自動車や輸送機の自重を軽量化することが望まれている。例えば軽量化するには高強度鋼板を使用し、板厚を薄くすることが有効である。また、自動車には特に衝突安全性が求められており、ピラー等の構造部品や、バンパー、インパクトビーム等の補強部品にも一層の高強度化が要求されている。しかし、鋼板を高強度化すると延性が劣化するため、加工性が悪くなる。従って高強度鋼板には、強度と加工性の両立（ＴＳ×ＥＬバランス）が求められている。また、自動車用鋼部品では、耐食性の観点から溶融亜鉛めっき（ＧＩ）、合金化亜溶融亜鉛めっき（ＧＡ）、電気亜鉛めっき（ＥＧ）などの亜鉛めっきを施した鋼板（以下、亜鉛めっき鋼板で代表させる場合がある）が使用される場合が多いが、亜鉛めっき鋼板においても高強度鋼板と同様の特性が求められている。
【０００３】
高強度鋼板の強度と加工性を両立する技術として例えば特許文献１には、フェライト母相中に第２相であるマルテンサイトと残留オーステナイトが特定の割合で分散された組織とし、伸びと伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が提案されている。
【０００４】
また特許文献２には、ＳｉとＭｎ含有量を抑制すると共に鋼板組織を焼き戻しマルテンサイトとフェライトを主体とし、残留オーステナイトを含む塗膜密着性と延性に優れた高強度冷延鋼板が提案されている。
【０００５】
更に特許文献３には、鋼板組織をフェライト、焼き戻しマルテンサイト、マルテンサイト、残留オーステナイトを含む組織とし、加工性及び耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板が提案されている。
【０００６】
特許文献４には、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトを含む組織とし、延性と伸びフランジ性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が提案されている。
【０００７】
特に近年、自動車用などの鋼板には上記提案されている強度や加工性だけでなく、想定される使用環境下での安全性向上も求められている。例えば、冬期の低温条件下での車体衝突を想定して、鋼板には低温脆性にも優れた特性が望まれている。しかしながら強度を高めると低温脆性が悪化する傾向にある。そのため、従来の強度と加工性の向上を目的として提供されている上記鋼板では、十分に低温脆性を確保できない。したがって、より一層の改良が求められていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００８−１０１２３８号公報
【特許文献２】特許第３８８９７６８号公報
【特許文献３】特開２０１０−１９６１１５号公報
【特許文献４】特開２０１０−９０４７５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものである。その目的は、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であって、加工性と低温脆性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を達成した本発明とは、Ｃ：０．１０〜０．３０％（質量％の意味。以下、成分について同じ。）、Ｓｉ：１．４０〜３．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、鋼板の板厚１／４位置について、走査型電子顕微鏡で組織を観察したとき、全組織に対するフェライトの体積率は５〜３５％、ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトの体積率は６０％以上であり、光学顕微鏡で組織を観察したとき、全組織に対するフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（ＭＡ組織）の体積率は６％以下（０％を含まない）であるとともに、Ｘ線回折法で残留オーステナイトを測定したとき、全組織に対する残留オーステナイトの体積率は５％以上であることに要旨を有する加工性と低温脆性に優れた引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板である。
【００１１】
更に、他の元素として、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）を含有することも好ましい実施態様である。
【００１２】
また更に、他の元素として、Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することも好ましい実施態様である。
【００１３】
更に、他の元素として、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）を含有することも好ましい実施態様である。
【００１４】
また更に、他の元素として、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有することも好ましい実施態様である。
【００１５】
更に、他の元素として、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することも好ましい実施態様である。
【００１６】
また前記ＭＡ組織の最大サイズは７μｍ以下であることも好ましい実施態様である。
【００１７】
本発明には、上記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）、合金化亜溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）、または電気亜鉛めっき層（ＥＧ）を有していてもよく、本発明には、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及び高強度電気亜鉛めっき鋼板（以下、高強度亜鉛めっき鋼板で代表させる場合がある）も含まれる。
【００１８】
また本発明には、上記記載の成分からなる鋼板を圧延後、Ａｃ１点＋２０℃以上Ａｃ３点未満の温度で均熱保持した後、平均冷却速度５℃／秒以上で１００〜４００℃の温度域まで冷却し、次いで２００〜５００℃の温度域で１００秒間以上保持することに要旨とする高強度鋼板の製造方法も含まれる。
【００１９】
更に本発明には、上記記載の成分からなる鋼板を圧延後、Ａｃ３点以上の温度で均熱保持した後、平均冷却速度５０℃／秒以下で１００〜４００℃の温度域まで冷却し、次いで２００〜５００℃の温度域で１００秒間以上保持することに要旨とする高強度鋼板の製造方法も含まれる。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、１１８０ＭＰａ以上であっても、加工性および低温脆性に優れた高強度鋼板、及び高強度亜鉛めっき鋼板（以下、これらを「鋼板」と総称する場合がある）を提供できる。特に本発明の高強度鋼板は強度と延性のバランス（ＴＳ×ＥＬバランス）に優れている。また本発明によれば、加工性と低温脆性に優れた高強度鋼板を工業的に実用可能な手段で製造できる。
したがって本発明の高強度鋼板は、特に自動車等の産業分野において極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】図１は、低温脆性に及ぼすＭＡ組織の最大サイズと体積分率との関係を示す図である。
【図２】図２は、本発明の製造方法における熱処理パターンの一例を示す概略説明図である。
【図３】図３は、本発明の製造方法における熱処理パターンの他の一例を示す概略説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明者らは、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の加工性および低温脆性を改善するために、鋭意検討を重ねて来た。その結果、１１８０ＭＰａ以上の高強度を保持しつつ、優れた加工性と低温脆性を兼ね備えた高強度鋼板とするには、成分組成を適切に制御することを前提として、鋼板の金属組織を特定の割合でフェライト、残留オーステナイト（以下、「残留γ」ということがある。）、ＭＡ組織、ベイニティックフェライトおよび／または焼戻マルテンサイトとし、金属組織を適切に制御すれば、強度や加工性を確保しつつ、低温脆性を改善できることを見出し、本発明に至った。特に本発明はフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトよりなる混合組織（ＭＡ組織：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が鋼板の強度と低温脆性向上に重要な役割を果たしていることを見出した点に特徴を有する。
【００２３】
本発明において高強度鋼板とは、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上、好ましくは１２００ＭＰａ以上、より好ましくは１２２０ＭＰａ以上の鋼板を対象とし、延性（ＥＬ）は好ましくは１３％以上、より好ましくは１４％以上を満足していることが望ましい。また加工性の指標となる引張強度と延性（伸び）のバランス（ＴＳ×ＥＬバランス）は、好ましくは１７０００以上、より好ましくは１８０００以上、更に好ましくは２００００以上であることが望ましい。低温脆性は−４０℃におけるシャルピー衝撃試験（ＪＩＳ  Ｚ２２２４、板厚１．４ｍｍｔ）で好ましくは吸収エネルギーが９Ｊ以上、より好ましくは１０Ｊ以上を満足していることが望ましい。
【００２４】
なお、本発明では、延性（ＥＬ）とＴＳ×ＥＬバランスをまとめて「加工性」ということがある。
【００２５】
本発明においてＭＡ組織とは、フレッシュマルテンサイトと残留γの混合組織であって、顕微鏡観察ではフレッシュマルテンサイトと残留γを分離（判別）することが困難な組織である。フレッシュマルテンサイトとは、鋼板を加熱温度から室温まで冷却する過程で未変態オーステナイトがマルテンサイト変態した状態のものをいい、加熱処理（オーステンパー）後の焼戻しマルテンサイトとは区別している。
【００２６】
本発明を構成する組織は、ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイト（母相）、フェライト、ＭＡ組織、残留オーステナイト(なお、この残留オーステナイトは、ベイニティックフェライトのラス間や、ＭＡ組織中に存在するため、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）や光学顕微鏡による観察では確認できない)、更に、不可避的に生成し得る残部組織を含み得るものであるが、このうちベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイト（母相）、フェライトの体積分率は鋼板の板厚１／４位置について、ＳＥＭ観察による測定値、ＭＡ組織の体積分率はレペラー腐食による光学顕微鏡観察による測定値であり、残留オーステナイトの体積分率はＸ線回折による測定値である点で、測定方法が相違している。なお、光学顕微鏡観察ではＭＡ組織を構成するフレッシュマルテンサイトと残留γを区別することは困難なため、フレッシュマルテンサイトと残留γの複合組織はＭＡ組織として測定する。そのため、本発明で規定する金属組織を全て合計した場合は、１００％を超えること場合があるが、これはＭＡ組織を構成する残留オーステナイトが光学顕微鏡観察によって測定されるだけでなく、Ｘ線回折によっても重複して測定されるためである。
【００２７】
以下、本発明を特徴付ける金属組織の体積分率の範囲、およびその設定理由について詳述する。なお、顕微鏡観察によって測定される体積分率は鋼板の全組織（１００％）に占める割合を意味する。
【００２８】
フェライトの体積率：５〜３５％
フェライトは鋼板の延性（ＥＬ）を向上させる効果を有する組織である。本発明ではフェライトの体積分率を高めることで、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度領域における延性を向上させると共に、鋼板のＴＳ×ＥＬのバランスも向上させることができる。このような効果を発揮するには、フェライトの体積率を５％以上、好ましくは７％以上、より好ましくは１０％以上とする。しかし、フェライトが過剰になると鋼板の強度が低下して、１１８０ＭＰａ以上の高強度を確保するのが困難となる。したがってフェライトの体積率は３５％以下、好ましくは３０％以下、より好ましくは２５％以下とする。
【００２９】
フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（ＭＡ組織）の体積率：６％以下（０％を含まない）
本発明者らが高強度領域における鋼板の加工性や低温脆性に対してＭＡ組織が及ぼす影響について検討したところ、ＭＡ組織によって強度や延性を向上できるものの、過度にＭＡ組織が存在すると、低温脆性が悪化することが判明した。そして低温脆性を悪化させずに加工性を向上させるには、ＭＡ組織を所定範囲内に制御することが有効であることがわかった。したがって本発明では、強度やＴＳ×ＥＬバランスの向上作用を有効に発揮させる観点から、ＭＡ組織を必須の構成要素としてＭＡ組織の体積分率は０％を含まないものとし、好ましくは２％以上、より好ましくは３％以上とする。しかしＭＡ組織の体積分率が過剰になると低温脆性が悪化するため、ＭＡ組織の体積分率は６％以下、好ましくは５％以下、より好ましくは４％以下とする。
【００３０】
また本発明ではＭＡ組織の最大サイズを７μｍ以下に制御することも好ましい。本発明者らがＭＡ組織の体積分率（ｖｏｌ％）、ＭＡ組織の最大サイズ（μｍ）、および低温脆性の関係について実験した結果、図１に示すように、所望とする低温脆性を確保する観点からはＭＡ組織の最大サイズを抑制することが望ましいとの実験結果が明らかになったからである。すなわち、ＭＡ組織の最大サイズが大きくなると、ＭＡ組織が割れの起点となり低温脆性が悪化する傾向があるため、ＭＡ組織の最大サイズは好ましくは７μｍ以下、より好ましくは６μｍ以下とすることが推奨される。なお、ＭＡ組織の最大サイズの測定はレペラー腐食による光学顕微鏡写真によって測定することができる。
【００３１】
ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイト（母相）の体積率：６０％以上
光学顕微鏡もしくはＳＥＭで観察されるフェライトとＭＡ組織、残留オーステナイト以外の残部組織は、実質的にベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトである。「実質的に」とは、鋼板の製造過程において不可避的に生成する他の組織（例えばパーライトなど）の混入を許容する意味であり、基本的にベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトからなることを表している。ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトは、本発明において主体となる組織（体積分率が最も大きい組織の意味）であり、体積率で６０％以上、好ましくは６５％以上であることが望ましく、延性確保の観点から好ましくは９０％以下、より好ましくは８０％以下である。ベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイト以外の残部を構成する不可避的に生成する他の組織の体積率は、おおむね５％以下（０％を含む）に制御されていることが好ましい。
【００３２】
なお、ＳＥＭ観察ではベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトを区別することができず、いずれも細かいラス状の組織として観察されるため、本発明ではこれらを両方含めた形で規定した。
【００３３】
残留オーステナイトの体積率：５％以上
残留オーステナイトは、延性を向上させるのに有効な組織である。また残留オーステナイトは鋼板を加工する際の歪を受けて変形し、マルテンサイトに変態することによって良好な延性を確保できると共に、加工時に変形部の硬化を促進して歪の集中を抑制する効果を有することから、鋼板のＴＳ×ＥＬバランスを確保するために必要な組織でもある。このような効果を有効に発揮させるには、残留γの体積率は５％以上、好ましくは６％以上、より好ましくは７％以上である。
【００３４】
残留γはベイニティックフェライトのラス間や粒界に存在していたり、ＭＡ組織に含まれて存在しているなど、様々な形態で存在しているが、上記残留γの効果は存在形態によって異ならないことから、本発明では、測定範囲内にある残留γは存在形態に係わらず、残留γとして測定する。残留オーステナイトの体積率はＸ線回折法によって測定・算出することができる。
【００３５】
次に本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。本発明の高強度鋼板の成分組成は、基本的にＮｉなどの高価な合金元素の添加を必須とすることなく、自動車用鋼板などの各種産業用鋼板に通常含まれている合金成分で構成されており、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であって、加工性やめっき密着性に与える影響等を考慮しながら、上記金属組織となるように適切に調整することが必要である。
【００３６】
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、強度を確保し、且つ、残留γの安定性を高めるのに必要な元素である。１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するには、Ｃは０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上含有させるのがよい。しかし、Ｃ含有量が多過ぎると、熱延後の強度が上昇し、割れが生じる等の加工性が低下したり、或いは溶接性が低下するため、Ｃは０．３０％以下、好ましくは０．２６％以下とする。
【００３７】
Ｓｉ：１．４０〜３．０％
Ｓｉは、固溶強化元素として鋼の高強度化に寄与する元素である。また、炭化物の生成を抑え、残留γの生成に有効に作用し、優れたＴＳ×ＥＬバランスを確保するのに有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓｉは１．４０％以上、好ましくは１．５０％以上含有させるのがよい。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、熱間圧延時に著しいスケールが形成されて鋼板表面にスケール跡疵が付き、表面性状が悪くなることがある。また、酸洗性を劣化させることから、３．０％以下、好ましくは２．８％以下とする。
【００３８】
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、γを安定化させて、残留γを生成させるのにも有効に作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｎは０．５％以上、好ましくは０．６％以上含有させるのがよい。しかしＭｎ含有量が過剰になると、熱延後の強度が上昇し、割れが生じる等して加工性が低下したり、或いは溶接性が劣化する原因となる。また過剰なＭｎの添加はＭｎが偏析して加工性が劣化する原因となるため、Ｍｎは３．０％以下、好ましくは２．６％以下とする。
【００３９】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性やめっき密着性を劣化させる元素である。したがってＰは０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。なお、Ｐ含有量はできるだけ少ない方がよいため、下限は特に限定されない。
【００４０】
Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、Ｐと同様、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。また、Ｓは、鋼板中に硫化物系介在物を形成し、鋼板の加工性を低下させる原因となる。したがってＳは０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ含有量はできるだけ少ない方がよいため、下限は特に限定されない。
【００４１】
Ａｌ：０．００５〜０．２０％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような作用を有効に発揮するには、Ａｌは０．００５％以上含有させるのがよい。しかしＡｌ含有量が過剰になると、鋼板の溶接性が著しく劣化するため、Ａｌは０．２０％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下とする。
【００４２】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不可避的に含有する元素であるが、鋼板中に窒化物を析出させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。しかしＮ含有量が過剰になると、窒化物が多量に析出して伸び、伸びフランジ性（λ）、曲げ性などの劣化を引き起こす。従ってＮ量は０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。
【００４３】
Ｏ：０．０１％以下
Ｏは不可避的に含有する元素であり、過剰に含有すると延性や加工時の曲げ性の低下を招く元素である。従ってＯ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｏ含有量はできるだけ少ない方がよいため、下限は特に限定されない。
【００４４】
本発明の鋼板は、上記成分組成を満足し、残部は実質的に鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば鋼中に原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれることがある上記Ｎ、Ｏや、トランプ元素（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎなど）が含まれることがある。また上記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更に他の元素として以下の元素を積極的に含有させることも可能である。
【００４５】
本発明の鋼板は、更に他の元素として、
（Ａ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
（Ｂ）Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種、
（Ｃ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
（Ｄ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
（Ｅ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種、などを含有してもよい。これら（Ａ）〜（Ｅ）の元素は単独、或いは任意に組み合わせて含有させることもできる。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
【００４６】
（Ａ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）
ＣｒとＭｏは、いずれも焼入れ性を高めて鋼板の強度を向上させるのに有効な元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。
こうした作用を有効に発揮させるには、ＣｒおよびＭｏの含有量は、夫々好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上とする。しかし、過剰に含有すると加工性が低下し、また高コストとなるため、ＣｒまたはＭｏの含有量は、夫々単独で含有させる場合は、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｒとＭｏを併用する場合は、夫々単独で上記上限の範囲内であって、且つ合計量を１．５％以下とすることが好ましい。
【００４７】
（Ｂ）Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、いずれも鋼板中に炭化物や窒化物の析出物を形成し、鋼板の強度を向上させると共に、旧γ粒を微細化させる作用を有する元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの含有量は、夫々好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。しかし、過剰に含有すると粒界に炭化物が析出し、鋼板の伸びフランジ性や曲げ性が劣化する。従って、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量は、夫々好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１％以下である。
【００４８】
（Ｃ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）
ＣｕとＮｉは、残留オーステナイトの生成、安定化に有効に作用する元素であり、更に耐食性を向上させる効果も有する元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を発揮させるには、ＣｕおよびＮｉの含有量は、夫々好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｃｕは過剰に含有すると熱間加工性が劣化するため、単独で添加する場合には、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。Ｎｉは過剰に含有すると高コストとなるため、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｕとＮｉは併用すると上記作用が発現し易くなり、またＮｉを含有させることによってＣｕ添加による熱間加工性の劣化が抑制されるため、ＣｕとＮｉを併用する場合は、合計量で好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．０％以下含有させてもよく、この場合、Ｃｕは好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．５％まで含有させてもよい。
【００４９】
（Ｄ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｂは焼入れ性を向上させる元素であり、オーステナイトを安定に室温まで存在させるのに有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂ含有量は好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上である。しかし、過剰に含有すると、ホウ化物を生成して延性を劣化させるため、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
【００５０】
（Ｅ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭ（希土類元素）は、鋼板中の介在物を微細分散させる作用を有する元素であり、夫々単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭの含有量は
、夫々単独で好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上である。しかし、過剰に含有すると、鋳造性や熱間加工性などを劣化させる原因となる。従ってＣａ、Ｍｇ、およびＲＥＭは、夫々単独で好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下とする。
【００５１】
なお、本発明においてＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。
【００５２】
次に本発明の鋼板を製造するための方法について説明する。本発明の高強度鋼板は、まず、上記成分組成を満足する鋼を常法に従って熱間圧延し、必要に応じて冷間圧延を行った鋼板を、後記する焼鈍、更には必要に応じて、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理を適宜組み合わせて行うにあたり、上記焼鈍工程を制御することによって、所望の組織を有する高強度鋼板を得ることができる。すなわち、上記成分組成を満足する鋼を常法によって製造した熱延鋼板或いは冷延鋼板を図２に示すように（Ｉ）（Ａｃ１点＋２０℃）以上Ａｃ３点未満の温度に加熱・均熱保持した後、平均冷却速度５℃／秒以上で１００〜４００℃の温度域まで冷却し、次いで２００〜５００℃の温度域で１００秒以上保持（オーステンパー）するか、もしくは図３に示すように（ＩＩ）Ａｃ３点以上の温度に加熱・均熱保持した後、平均冷却速度５０℃／秒以下で１００〜４００℃の温度域まで冷却し、次いで２００〜５００℃の温度域で１００秒以上保持（オーステンパー）することによって製造することができる。
【００５３】
その他の工程については、一般的に行われている条件を採用すればよい。
例えば上記成分組成を有する鋼を用意し、次に、常法に基づき、熱間圧延、冷間圧延を行う。熱間圧延については、例えば、仕上げ圧延温度：約Ａｃ3点以上、巻取り温度：おおむね、４００〜７００℃とすることができる。熱間圧延後は、必要に応じて酸洗し、例えば、冷延率：おおむね、３５〜８０％の冷間圧延を行う。次に、冷間圧延後の焼鈍を行う。焼鈍は以下詳述する本発明の製造方法（Ｉ）（ＩＩ）に基づいて行う。
【００５４】
製造方法（Ｉ）について
（Ａｃ１点＋２０℃）以上Ａｃ３点未満の温度に加熱・均熱保持
（Ａｃ１点＋２０）℃〜Ａｃ３点未満の２相域（好ましくは（Ａｃ１点＋２０）℃に近い温度）で均熱保持すれば、フェライト中のＣやＭｎがオーステナイトに移行して濃化し、Ｃ量の多い残留オーステナイトの生成が促進され、延性等の向上が一層高められる。
【００５５】
その後の冷却過程で平均冷却速度を適切に調整することで、フェライト量を制御することができる。均熱・保持温度が（Ａｃ１点＋２０℃）よりも低いと、最終的に得られる鋼板の金属組織のフェライト量が多くなり過ぎて十分な強度を確保できなくなる。一方、Ａｃ３点を超えると保持中にフェライトを十分に生成・成長させることができず、上記Ｃ量の多い残留オーステナイトの生成による延性等の向上効果が得られないことがある。
【００５６】
平均冷却速度５℃／秒以上で１００〜４００℃の温度域まで冷却
２相域で均熱保持した後は、上記均熱保持温度からの冷却速度を制御することによって生成・成長したフェライト量を制御する。特に上記均熱保持中にフェライトが生成しているため、冷却速度を速くしてフェライトの生成・成長を抑制しながら冷却する。具体的には上記均熱保持温度から、１００〜４００℃までの平均冷却速度を５℃／秒以上とする。平均冷却速度が５℃／秒未満の場合は、鋼板中のフェライト量が多くなり過ぎて、１１８０ＭＰａ以上の強度を確保できない。平均冷却速度は好ましくは７℃／秒以上であり、より好ましくは１０℃／秒以上である。平均冷却速度の上限は特になく、水冷、油冷などでもかまわない。
【００５７】
製造方法（ＩＩ）について
Ａｃ３点以上の温度に均熱保持
Ａｃ３点以上の単相域で均熱保持する場合、保持中にフェライトは生成しないが、その後の冷却過程での平均冷却速度を調整することで、フェライトを生成・生長させることができると共に、フェライト量を所望量に制御できるため、製造の安定性が向上する。均熱保持温度が過度に高くなると、鋼板表層にＳｉやＭｎの濃化層が形成されてしまい、表面処理性が悪くなるため、好ましくは（Ａｃ３点＋４０）℃以下である。
【００５８】
平均冷却速度５０℃／秒以下で１００〜４００℃の温度域まで冷却
単相域で均熱保持した後は、上記均熱保持温度からの冷却速度を制御することによってフェライトを生成・成長させると共に、生成・成長するフェライト量を制御できる。特に上記均熱保持中にフェライトが生成していないため、冷却速度を遅くしてフェライトを生成・成長させながら冷却する。具体的には上記均熱保持温度から、１００〜４００℃までの平均冷却速度を５０℃／秒以下とする。平均冷却速度が５０℃／秒を超えると、冷却中にフェライトが生成せず、延性が確保できない。平均冷却速度は冷却過程でフェライトの生成・成長を促進するため、好ましくは４５℃／秒以下であり、より好ましくは４０℃／秒以下である。平均冷却速度の下限は特に限定されないが、冷却過程でフェライトの生成・成長を抑制するためには好ましくは１℃／秒以上、より好ましくは５℃／秒以上である。
【００５９】
製造方法（Ｉ）、（ＩＩ）に共通の条件
加熱昇温速度
上記均熱保持温度に昇温する際の昇温速度は特に限定されず、適宜選択することが可能であり、例えば０．５〜１０℃／秒程度の平均昇温速度でもよい。
【００６０】
均熱保持時間
上記均熱保持温度での保持時間は特に限定されないが、保持時間が短すぎると加工組織が残存し、鋼の延性が低下することがあるため、好ましくは８０秒以上である。
【００６１】
冷却停止温度
本発明では上記均熱保持温度からの冷却終点温度を１００〜４００℃にすることが特に重要である。冷却停止温度を１００〜４００℃とすることによって、未変態オーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、未変態オーステナイトに歪が導入されてベイニティックフェライトへの変態が促進され、室温への冷却時にフレッシュマルテンサイトが生成するのを防止できるため、金属組織に占めるＭＡ組織の体積分率とＭＡ組織の最大サイズを上記範囲に制御できる。
【００６２】
冷却停止温度が４００℃よりも高い場合は、マルテンサイトを十分に生成できないため、未変態オーステナイトに歪みを導入できず、ベイニティックフェライトへの変態が十分に促進されない結果、ＭＡ組織の体積分率やＭＡ組織の最大サイズが上記範囲を超えてしまい、所望の低温脆性が確保できなくなる。したがって冷却停止温度は４００℃以下、好ましくは３５０℃以下、より好ましくは３００℃以下とする。また冷却停止温度が１００℃未満の場合は、未変態オーステナイトがほとんどマルテンサイトに変態してしまい、上記残留オーステナイト量を確保することが困難となり、鋼板の延性が悪化する。したがって冷却停止温度は１００℃以上、好ましくは１２０℃以上、より好ましくは１５０℃以上とする。
【００６３】
２００〜５００℃の温度で１００秒以上保持
上記温度域に冷却した後は、２００〜５００℃の温度で１００秒以上保持する（「オーステンパー」ということがある）。
【００６４】
この温度範囲で所定時間保持することによって、上記冷却によって生成した（フレッシュ）マルテンサイトの焼戻しや、未変態オーステナイトをベイニティックフェライトに変態させると共に、上記残留オーステナイト量を確保できる。保持温度が２００℃未満の場合、ベイニティックフェライト変態が十分に進行せず、ＭＡ組織の体積分率が多くなると共に、ＭＡ組織の最大サイズも所望の範囲に制御することが困難となって、低温脆性が悪化したり、延性が劣化して加工性が悪くなることがある。したがって保持温度は２００℃以上、好ましくは２５０℃以上、より好ましくは３００℃以上とする。また保持温度が５００℃を超えると、未変態オーステナイトが分解されてフェライトとセメンタイトが生成してしまい、残留オーステナイトを確保することが困難となると共に、フェライト体積分率も上記範囲を超えてしまう。したがって保持温度は５００℃以下、好ましくは４５０℃以下、より好ましくは４３０℃以下とする。
【００６５】
また上記温度範囲内であっても保持時間が短すぎると、ベイニティックフェライト変態が十分に促進されないなど上記保持温度が低い場合と同様の問題が生じる。したがって上記保持温度範囲内とした場合の効果を有効に発揮させるためには、上記保持温度域での保持時間を１００秒以上、好ましくは１５０秒以上、より好ましくは２００秒以上とする。なお保持時間の上限は特に限定されないが、長時間保持し過ぎると、生産性が低下する他、固溶炭素が析出するなどして残留γの生成が阻害されることがあるため、好ましくは１５００秒以下、より好ましくは１０００秒以下とする。
【００６６】
所定の時間で保持した後、室温まで冷却するが、その際の平均冷却速度は特に限定されず、例えば放冷してもよいし、１〜１０℃／秒程度の平均冷却速度で冷却してもよい。
【００６７】
また本発明において所定の温度で保持するとは、必ずしも同一温度で保持し続けなくてもよく、所定の温度範囲内であれば、変動してもよい趣旨である。例えば上記冷却停止温度まで冷却した後、２００〜５００℃で保持する場合は、２００〜５００℃の範囲内で恒温保持してもよいし、この範囲内で変化させてもよい。また上記冷却停止温度とオーステンパーの温度が一部重複しているため、冷却停止温度とその後のオーステンパーは同一であってもよい。すなわち、上記冷却停止温度がオーステンパーの保持温度（２００〜５００℃）の範囲内であれば、加熱（或いは冷却）せず、そのまま、所定時間保持してもよく、或いは上記温度範囲内で加熱（或いは冷却）してから所定時間保持してもよい。また冷却停止温度から加熱する場合の平均昇温速度についても特に限定されず、例えば０〜１０℃／秒程度でよい。
【００６８】
上記Ａｃ１点と、Ａｃ３点は、「レスリー鉄鋼材料化学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、２７３頁）に記載されている下記（ａ）式、（ｂ）式から算出できる。式中［  ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］−１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］・・・（ａ）
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］１／２−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−（３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］−７００×［Ｐ］−４００×［Ａｌ］−１２０×［Ａｓ］−４００×［Ｔｉ］)・・・（ｂ）
【００６９】
室温まで冷却して得られた上記高強度鋼板の表面には、電気亜鉛めっき層（ＥＧ）、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）が形成されていてもよい。浴への浸漬は、材料特性に影響するものではない。
【００７０】
電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層を形成するときの条件は特に限定されず、常法の電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、更には常法の合金化処理を採用することができ、これにより、本発明の電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ鋼板）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）が得られる。
【００７１】
電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、および合金化処理の条件は特に限定されず、通常、用いられる条件を採用することができる。例えば、電気亜鉛めっき鋼板を製造する場合、５５℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行う方法が挙げられる。溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、温度が約４３０〜５００℃に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施し、その後、冷却することが挙げられる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記溶融亜鉛めっきの後、５００〜７５０℃程度の温度まで加熱した後、合金化を行ない、冷却することが挙げられる。
【００７２】
また、（片面あたりの）めっき付着量も特に限定されず、例えば電気亜鉛めっき鋼板の場合は１０〜１００ｇ／ｍ2程度、溶融亜鉛めっき鋼板の場合は１０〜１００ｇ／ｍ2程度とすることが挙げられる。
【００７３】
本発明の技術は、特に板厚が６ｍｍ以下の薄鋼板に好適に採用できる。
【実施例】
【００７４】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００７５】
表１に記載の成分組成の鋼（残部は鉄および不可避的不純物、表中の単位は質量％）を真空溶製し、スラブとしてから、下記条件（熱間圧延→冷間圧延→連続焼鈍）に従って、供試鋼となる板厚１．４ｍｍの鋼板を製造した。
【００７６】
熱間圧延：
スラブを１２５０℃まで加熱し、該温度で３０分間保持した後、圧下率９０％、仕上げ圧延温度が９２０℃となるように熱間圧延した後、この温度から平均冷却速度３０℃／秒で巻取り温度５００℃まで冷却して巻取った。巻取った後、この巻取り温度５００℃で３０分間保持した。次いで室温まで炉冷して板厚２．６ｍｍの熱延板を製造した。
【００７７】
冷間圧延：
得られた熱延鋼板を酸洗して表面のスケールを除去した後、冷延率４６％で冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を製造した。
【００７８】
連続焼鈍：
冷延後の鋼板を表２、表３、表６に示す条件で連続焼鈍（均熱保持→冷却→オーステンパー）して、供試鋼を製造した。表中、均熱・保持した温度は「均熱温度（℃）」、均熱後の冷却停止温度までの平均冷却速度は「冷却速度（℃／ｓ）」、冷却停止温度は「冷却停止温度（℃）」、冷却停止温度からオーステンパー温度までの昇温速度は「昇温速度（℃／ｓ）」、オーステンパーの温度域は「オーステンパー温度（℃）」、オーステンパー温度域での保持時間（秒）は「オーステンパー時間（ｓ）」と夫々表記した。なお、所定時間オーステンパーの温度域で保持した後は、室温まで空冷した。
【００７９】
室温まで冷却した後、一部の鋼板には、下記めっき処理を施して電気亜鉛めっき鋼板（実験Ｎｏ．６２、６３、６７、６８、７０、７２〜７４）、溶融亜鉛めっき鋼板（実験Ｎｏ．６４、６９、７１）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（実験Ｎｏ．６５、６６）を得た。
【００８０】
［電気亜鉛めっき（ＥＧ）処理（工程）］
上記鋼板を５５℃の亜鉛めっき浴に浸漬して電気めっき処理（電流密度３０〜５０Ａ／ｄｍ2）を施した後、水洗、乾燥して電気亜鉛めっき鋼板を得た（亜鉛めっき付着量：１０〜１００ｇ／ｍ2（片面当たり））。
［溶融亜鉛めっき（ＧＩ）処理（工程）］
上記鋼板を４５０℃の亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施した後、室温まで冷却して溶融亜鉛めっき鋼板を得た（亜鉛めっき付着量：１０〜１００ｇ／ｍ2（片面当たり））。
［合金化溶融亜鉛めっき処理］
上記亜鉛めっき浴に浸漬後、更に５５０℃で合金化処理を行ってから室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）を得た。
なお、上記めっき処理では、適宜アルカリ水溶液浸漬脱脂、水洗、酸洗等の洗浄処理を行った。
【００８１】
各供試鋼について、金属組織（フェライト、ＭＡ組織、残部組織、最大ＭＡサイズ、残留γ）、降伏強度（ＹＳ：ＭＰａ）、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）、延性（ＥＬ：％）、引張強度と伸びのバランス（ＴＳ×ＥＬ）、低温脆性（室温、及び−４０℃での吸収エネルギー：Ｊ）を下記条件で夫々測定した。
【００８２】
金属組織（フェライト、残留γ、ＭＡ組織、ＭＡ組織の最大サイズ、残部組織）：
金属組織は、板厚の１／４位置から圧延方向と平行な断面を切り出し、この断面を研磨し、更に電解研磨した後、腐食させたものを光学顕微鏡と走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察した。
【００８３】
ＳＥＭおよび光学顕微鏡で撮影した金属組織写真を画像解析して各組織の体積率とＭＡ組織の最大サイズを測定した。
【００８４】
・フェライトの体積率（表中、「フェライト（％）」と表記）
供試鋼を電解研磨した後、ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（１０００倍）で３視野（１００μｍ×１００μｍサイズ／視野）観察し、格子間隔５μｍ、格子点数２０×２０の点算法にてフェライトの体積率を測定し、平均値を算出した。
【００８５】
・ＭＡ組織の体積率（表中、「ＭＡ（％）」と表記）
供試鋼を電解研磨した後、レペラーで腐食し、光学顕微鏡（１０００倍）で３視野（１００μｍ×１００μｍサイズ／視野）観察し、格子間隔５μｍ、格子点数２０×２０の点算法にてＭＡ組織の体積率を測定し、平均値を算出した。なお、レペラー腐食で白色化した箇所をＭＡ組織として観察した。
【００８６】
・ＭＡ組織の最大サイズ（表中、「最大ＭＡサイズ（μｍ）」と表記）
上記ＭＡ組織の体積率の測定と同様にレペラー腐食し、光学顕微鏡（１０００倍）で３視野（１視野：１００μｍ×１００μｍ）を測定対象とし、各視野内での最大サイズのＭＡ組織を測定し、３視野で夫々測定したＭＡ組織の最大サイズの平均値を求め、この値をＭＡ組織の最大サイズとした。
【００８７】
・残部組織（表中に記載せず）
なお、残部組織についても観察し、残部組織はベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトであった。
【００８８】
・残留γの体積率（表中、「γ（％）」と表記）
板厚１／４位置まで＃１０００〜＃１５００のサンドペーパーを使用して研磨した後、更に表面を深さ１０〜２０μｍ程度まで電解研磨してから、Ｘ線回折装置（リガク製ＲＩＮＴ１５００）を用いて測定した。具体的にはＣｏターゲットを使用し、４０ｋＶ−２００ｍＡ程度出力して２θで４０°〜１３０°の範囲を測定し、得られたｂｃｃ（α）の回折ピーク（１１０）、（２００）、（２１１）、及びｆｃｃ（γ）の回折ピーク（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）から残留γの定量測定を行った。
【００８９】
降伏強度（ＹＳ：ＭＰａ）、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）、延性（ＥＬ：％）、引張強度と伸びのバランス（ＴＳ×ＥＬ）：
供試鋼の機械的特性はＪＩＳ  Ｚ２２０１で規定される５号試験片を用いて引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ：ＭＰａ）、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）、および延性（ＥＬ：％）を測定した。上記試験片は供試材から、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように切り出した。得られた引張強度と延性からＴＳ×ＥＬバランス（ＴＳ×ＥＬ）を算出した。
【００９０】
本発明では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上である場合を高強度（合格）とし、１１８０ＭＰａ未満である場合を強度不足（不合格）と評価した。
【００９１】
延性（ＥＬ：％）は、１３％以上である場合を延性に優れる（合格）とし、１３％未満である場合を延性不足（不合格）と評価した。
【００９２】
強度と延性のバランス（ＴＳ×ＥＬ）は、１７０００以上である場合を強度と延性のバランスに優れる（合格）とし、１７０００未満である場合を強度と延性のバランス不足（不合格）と評価した。
【００９３】
低温脆性（室温、及び−４０℃での吸収エネルギー：Ｊ）：
低温脆性の評価は、シャルピー衝撃試験（ＪＩＳ  Ｚ２２２４）に規定されているＪＩＳ４号シャルピー試験片を作製して、室温、および−４０℃で各２回づつシャルピー試験を行い、吸収エネルギー（Ｊ）を測定した。−４０℃での吸収エネルギー（Ｊ）が平均値で９（Ｊ）以上である場合を低温脆性に優れる（合格）と評価した。また参考のため、室温でもシャルピー試験を行った。
【００９４】
なお、鋼種Ｙ、鋼種Ｚは、冷間圧延後の鋼板に割れが生じて不良となったため、その後の連続焼鈍は行わなかった。これら鋼種Ｙ（Ｃ、Ｓｉ量が多い）と鋼種Ｚ（Ｍｎ量が多い）は本発明で規定する成分組成を満さない例であり、熱間圧延後の強度が高かったため、割れが生じたと考えられる。
【００９５】
【表１】
0005536831.tif 000002
【００９６】
【表２】
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【００９７】
【表３】
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【００９８】
【表４】
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【００９９】
【表５】
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【０１００】
【表６】
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【０１０１】
【表７】
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【０１０２】
実験Ｎｏ．１〜４６、５７、５９〜６１、６２〜７２は、本発明の成分組成を満たす鋼種を用いて本発明で規定する焼鈍条件にて熱処理して製造した例である。実験Ｎｏ．１〜４６、５７、５９〜６１、６２〜７２はいずれも本発明で規定する金属組織を満足しており、引張強度１１８０ＭＰａ以上の領域において、延性に優れており、ＴＳ×ＥＬバランスも良好であった。また低温脆性にも優れた特性を示した。
【０１０３】
実験Ｎｏ．４７は、Ｃ含有量が少なく、またＮｏ．４９はＭｎ含有量が少ない例であり、本発明の成分組成を満たさないため、得られた鋼板は残留γ量が少なかった（更にＮｏ．４７はＭＡ組織が存在しない）。実験Ｎｏ．４７、４９は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができず、またＴＳ×ＥＬバランスも悪かった。
【０１０４】
実験Ｎｏ．４８はＳｉ含有量が少ない例であり、本発明の成分組成を満たさないため、得られた鋼板はＴＳ×ＥＬバランスが悪かった。
【０１０５】
実験Ｎｏ．５０は、（Ａｃ１＋２０）℃（７７３℃）よりも低い均熱温度（７５５℃）で保持した例であり、本発明で規定する金属組織を得ることができず（フェライト体積率、ＭＡ組織体積率が高く、ＭＡ組織の最大サイズが大きい）、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができず、また低温脆性も劣っていた。
【０１０６】
実験Ｎｏ．５１は、冷却停止温度が、１００℃よりも低い温度（９０℃）の例であり、十分な残留γ体積率が得られず、ＴＳ×ＥＬバランスが悪かった。
【０１０７】
実験Ｎｏ．５２は、冷却停止温度が、４００℃よりも高い温度（４２０℃）の例であり、ＭＡ組織の体積率が高くなり過ぎ（１０体積％）、またＭＡ組織の最大サイズも大きかったため、低温脆性が劣っていた。
【０１０８】
実験Ｎｏ．５３は、オーステンパーの保持温度が低い（８０℃）例であり、ＭＡ組織の体積率が高くなり過ぎ（１１体積％）、またＭＡ組織の最大サイズも大きかったため、低温脆性が劣っていた。
【０１０９】
実験Ｎｏ．５４は、オーステンパーの保持温度が高い（５２０℃）例であり、十分な残留γ体積率が得られず、ＴＳ×ＥＬバランスが悪かった。
【０１１０】
実験Ｎｏ．５５は、オーステンパー時の保持時間が短かった（７０秒）例であり、ＭＡ組織の体積率が高くなり過ぎ（１２体積％）、またＭＡ組織の最大サイズも大きかったため、低温脆性が劣っていた。
【０１１１】
実験Ｎｏ．５６は、均熱保持後の冷却速度が遅かった例（３℃／秒）であり、フェライト体積率が高くなりすぎて（３９体積％）、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができず、また低温脆性も劣っていた。
【０１１２】
実験Ｎｏ．５８は、均熱後の平均冷却速度が速かった例（６０℃／秒）であり、本発明で規定する金属組織を得ることができず（フェライト体積率が低く、ＭＡ組織体積率が高く、ＭＡ組織の最大サイズが大きい）、ＴＳ×ＥＬバランスが悪く、また低温脆性も劣っていた。
【０１１３】
実験Ｎｏ．７３は、冷却停止温度が、４００℃よりも高い温度（４５０℃）の例であり、ＭＡ組織の体積率が高くなり（７体積％）、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できなかった。
【０１１４】
実験Ｎｏ．７４は、オーステンパーの保持温度が高い（６００℃）例であり、十分な残留γ体積率が得られず（４体積％）、引張強度が低く、またＴＳ×ＥＬバランスが悪かった。
【図２】
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【図３】
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【図１】
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