(57)【要約】  高強度鋼板は、特定の化学組成を有し、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で、フェライト：８５％以下、ベイナイト：３％以上９５％以下、焼戻マルテンサイト：１％以上８０％以下、残留オーステナイト：１％以上２５％以下、パーライトおよび粗大セメンタイト：合計で５％以下、かつフレッシュマルテンサイト：５％以下、で表されるミクロ組織を有し、残留オーステナイト中の固溶炭素量が０．７０〜１．３０質量％であり、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうちで、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合が７５％以下である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：２．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．０００〜０．２００％、
Ｎｂ：０．０００〜０．１００％、
Ｖ：０．０００〜０．５００％、
Ｃｒ：０．００〜２．００％、
Ｎｉ：０．００〜２．００％、
Ｃｕ：０．００〜２．００％、
Ｍｏ：０．００〜１．００％、
Ｂ：０．００００〜０．０１００％、
Ｗ：０．００〜２．００％、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上：合計で０．００００〜０．０１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物、かつ
（式１）であらわされるパラメータＱ０：０．３５以上、
で表される化学組成を有し、
板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で、
フェライト：８５％以下、
ベイナイト：３％以上９５％以下、
焼戻マルテンサイト：１％以上８０％以下、
残留オーステナイト：１％以上２５％以下、
パーライトおよび粗大セメンタイト：合計で５％以下、かつ
フレッシュマルテンサイト：５％以下、
で表されるミクロ組織を有し、
残留オーステナイト中の固溶炭素量が０．７０〜１．３０質量％であり、
アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうちで、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合が７５％以下であることを特徴とする高強度鋼板。
Ｑ０＝Ｓｉ＋０．１Ｍｎ＋０．６Ａｌ・・・（式１）
（（式１）中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌは質量％での各元素の含有量とする。）
【請求項２】
質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．２００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、および
Ｖ：０．００１〜０．５００％、
からなる群から選択された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に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、および
Ｗ：０．０１〜２．００％、
からなる群から選択された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または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％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。
【請求項５】
アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の密度が５．０×１０１０個／ｍ２以下であ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。
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれか１項に記載の高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
前記亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が３．０質量％以下であることを特徴とする請求項６に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
前記亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７．０質量％以上１３．０質量％以下であることを特徴とする請求項６に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車などに用いられる高強度鋼板において、耐衝撃特性をさらに向上させる要求が高まってきている。また、自動車などに用いられる高強度鋼板においては、複雑な部材形状を得るために、延性、穴広げ性といった成形性も必要とされている。【０００３】
例えば、延性および伸びフランジ性の向上を目的とした高強度冷延鋼板が特許文献１に記載され、靱性及びＨＡＺ靱性の向上を目的とした高強度鋼板が特許文献２に記載され、形状凍結性および加工性の向上を目的とした高強度鋼板が特許文献３に記載されている。また、延性を確保しながら焼付硬化性の向上を目的とした高強度溶融亜鉛めっき鋼板が特許文献４に記載され、延性を確保しながら機械切断特性の向上を目的とした高強度溶融亜鉛めっき鋼板が特許文献５に記載され、加工性の向上を目的とした高強度溶融亜鉛めっき鋼板が特許文献６に記載されている。【０００４】
しかしながら、従来の高強度鋼板では、近時に要求される優れた成形性および耐衝撃特性を両立することができない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特許第５４６３６８５号公報
【特許文献２】特開２０１４−９３８７号公報
【特許文献３】国際公開第２０１３／０１８７４１号
【特許文献４】国際公開第２０１３／０４７８２１号
【特許文献５】国際公開第２０１３／０４７７３９号
【特許文献６】特開２００９−２０９４５１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、優れた成形性および耐衝撃特性が得られる高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、化学組成及びミクロ組織の体積分率の適正化だけでなく、破壊の起点となる粗大な残留オーステナイトをなるべく焼戻マルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトに隣接しないよう配置することが重要であることが明らかになった。また、このような残留オーステナイト、焼戻マルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの配置の制御には、製造過程でのＭｎの偏在化の抑制が極めて重要であることも明らかになった。【０００８】
一般に、高強度鋼板のミクロ組織の体積分率の制御のために、冷間圧延後の焼鈍の最高加熱温度近傍での滞留中に母相をオーステナイト粒から構成し、その後の冷却条件等を調整している。Ｍｎが偏在した領域では、滞留中にオーステナイト粒が粗大化し、冷却中に粗大な残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトが互いに隣接しながら混在した組織が得られる。焼鈍後の焼戻においてフレッシュマルテンサイトのほぼ全体が焼戻マルテンサイトとなるが、焼戻では組織の配置は変化しないため、焼戻後のミクロ組織では、粗大な残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトが互いに隣接しながら混在する。例えば、粗大な残留オーステナイトは焼戻マルテンサイトに囲まれるように存在する。このようなミクロ組織を有する高強度鋼板では、粗大な残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとの界面を起点として破壊が生じやすい。【０００９】
従来、化学組成及びミクロ組織の体積分率の適正化のために焼鈍の条件および焼戻の条件について提案されているが、Ｍｎの偏在化は、比較的高温での相変態に伴って進むため、これらの条件の調整だけではＭｎの偏在化を制御できない。本願発明者らは、Ｍｎの偏在化を抑制すべく鋭意検討を行った結果、熱間圧延の冷却過程および焼鈍の加熱過程においてＭｎの偏在を抑制することができ、Ｍｎの偏在を抑制することで最高加熱温度近傍での滞留中に母相を微細かつ均質に分散したオーステナイト粒から構成することができることを見出した。母相を微細かつ均質に分散したオーステナイト粒から構成することで、冷却に伴う相変態後において、ベイナイト及びフェライト等により残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとが互いから分離され、残留オーステナイトは焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと隣接しにくくなる。焼戻マルテンサイトに囲まれる残留オーステナイトが存在しても、残留オーステナイトが微細であるため、破壊の起点とはなりにくい。本発明者らは、このような知見に基づいて、以下に示す発明の諸態様に想到した。【００１０】
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：２．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．０００〜０．２００％、
Ｎｂ：０．０００〜０．１００％、
Ｖ：０．０００〜０．５００％、
Ｃｒ：０．００〜２．００％、
Ｎｉ：０．００〜２．００％、
Ｃｕ：０．００〜２．００％、
Ｍｏ：０．００〜１．００％、
Ｂ：０．００００〜０．０１００％、
Ｗ：０．００〜２．００％、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上：合計で０．００００〜０．０１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物、かつ
（式１）であらわされるパラメータＱ０：０．３５以上、
で表される化学組成を有し、
板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で、
フェライト：８５％以下、
ベイナイト：３％以上９５％以下、
焼戻マルテンサイト：１％以上８０％以下、
残留オーステナイト：１％以上２５％以下、
パーライトおよび粗大セメンタイト：合計で５％以下、かつ
フレッシュマルテンサイト：５％以下、
で表されるミクロ組織を有し、
残留オーステナイト中の固溶炭素量が０．７０〜１．３０質量％であり、
アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうちで、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合が７５％以下であることを特徴とする高強度鋼板。
Ｑ０＝Ｓｉ＋０．１Ｍｎ＋０．６Ａｌ・・・（式１）
（（式１）中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌは質量％での各元素の含有量とする。）【００１１】
（２）
質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．２００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、および
Ｖ：０．００１〜０．５００％、
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の高強度鋼板。【００１２】
（３）
質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、および
Ｗ：０．０１〜２．００％、
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高強度鋼板。【００１３】
（４）
質量％で、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度鋼板。【００１４】
（５）
アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の密度が５．０×１０１０個／ｍ２以下であることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度鋼板。【００１５】
（６）
（１）〜（５）のいずれかに記載の高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板。【００１６】
（７）
前記亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が３．０質量％以下であることを特徴とする（６）に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。【００１７】
（８）
前記亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７．０質量％以上１３．０質量％以下であることを特徴とする（６）に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトとの関係等が適切であるため、優れた成形性および耐衝撃特性を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下、本発明の実施形態について説明する。
【００２０】
（第１の実施形態）
先ず、本発明の第１の実施形態に係る高強度鋼板の化学組成について説明する。詳細は後述するが、第１の実施形態に係る高強度鋼板は、熱延工程、酸洗工程、冷延工程、焼鈍工程、ベイナイト変態工程、マルテンサイト変態工程および焼戻工程を経て製造される。従って、高強度鋼板の化学組成は、高強度鋼板の特性のみならず、これらの処理に適したものである。以下の説明において、高強度鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る高強度鋼板は、Ｃ：０．０７５〜０．４００％、Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、Ｍｎ：０．５０〜３．５０％、Ｐ：０．１０００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：２．０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０００〜０．２００％、Ｎｂ：０．０００〜０．１００％、Ｖ：０．０００〜０．５００％、Ｃｒ：０．００〜２．００％、Ｎｉ：０．００〜２．００％、Ｃｕ：０．００〜２．００％、Ｍｏ：０．００〜１．００％、Ｂ：０．００００〜０．０１００％、Ｗ：０．００〜２．００％、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及び希土類金属（rear earth metal：ＲＥＭ）からなる群から選択された１種または２種以上：合計で０．００００〜０．０１００％、残部：Ｆｅおよび不純物、かつ（式１）であらわされるパラメータＱ０：０．３５以上、で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
Ｑ０＝Ｓｉ＋０．１Ｍｎ＋０．６Ａｌ・・・（式１）
（（式１）中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌは質量％での各元素の含有量である。）
【００２１】
（Ｃ：０．０７５〜０．４００％）
Ｃは、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイトを得ることにより、強度と成形性を高める。Ｃ含有量が０．０７５％未満では、残留オーステナイトが得られず、十分な強度および成形性を確保することが困難である。従って、Ｃ含有量は０．０７５％以上である。より優れた強度および成形性を得るために、Ｃ含有量は好ましくは０．０９０％以上であり、より好ましくは０．１００％以上である。一方、Ｃ含有量が０．４００％超では、スポット溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量は０．４００％以下である。良好なスポット溶接性を得るために、Ｃ含有量は好ましくは０．３２０％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下である。
【００２２】
（Ｓｉ：０．０１〜２．５０％）
Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制することで残留オーステナイトを安定化し、強度と成形性を高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、ベイナイト変態工程において、粗大な鉄系炭化物が多量に生成され、強度および成形性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上である。より優れた強度および成形性を得るために、Ｓｉ含有量は好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｓｉは、鋼を脆化させたり、鋼板の耐衝撃特性を低下させたりする。Ｓｉ含有量が２．５０％超では、脆化が顕著であり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。従って、Ｓｉ含有量は２．５０％以下である。良好な耐衝撃特性を得るために、Ｓｉ含有量は好ましくは２．２５％以下であり、より好ましくは２．００％以下である。
【００２３】
（Ｍｎ：０．５０〜３．５０％）
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めて強度を高める。Ｍｎ含有量が０．５０％未満では、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、十分に高い引張最大強度を確保することが難しい。従って、Ｍｎ含有量は０．５０％以上である。より高い強度を得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは０．８０％以上であり、より好ましくは１．００％以上である。一方、Ｍｎは、鋼を脆化させたり、スポット溶接性を劣化させたりする。Ｍｎ含有量が３．５０％超では、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じて、脆化が起こりやすく、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。従って、Ｍｎ含有量は３．５０％以下である。良好なスポット溶接性を得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは３．２０％以下であり、より好ましくは３．００％以下である。
【００２４】
（Ｐ：０．１０００％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは、鋼を脆化させたり、スポット溶接によって生じる溶融部を脆化させたりするため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。Ｐ含有量が０．１０００％超で、脆化が顕著であり、スラブの割れなどのトラブルが起こりやすい。従って、Ｐ含有量は０．１０００％以下である。溶融部の脆化を抑制して優れた溶接継手強度を得るために、Ｐ含有量は好ましくは０．０４００％以下であり、より好ましくは０．０２００％以下である。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上であってもよく、コストの観点から好ましくは０．００１０％以上である。
【００２５】
（Ｓ：０．０１００％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性および曲げ性といった成形性を低下させたり、スポット溶接性を劣化させたりするため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。Ｓ含有量が０．０１００％超で、成形性の低下が顕著である。従って、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。良好なスポット溶接性を得るために、Ｓ含有量は好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよく、コストの観点から好ましくは０．０００３％以上であり、より好ましくは０．０００６％以上である。
【００２６】
（Ａｌ：２．０００％以下）
Ａｌは、鋼を脆化させたり、スポット溶接性を劣化させたりするため、Ａｌ含有量は低ければ低いほどよい。Ａｌ含有量が２．０００％超で、脆化が顕著であり、スラブの割れなどのトラブルが起こりやすい。従って、Ａｌ含有量は２．０００％以下である。良好なスポット溶接性を得るために、Ａｌ含有量は好ましくは１．５００％以下であり、より好ましくは１．３００％以下である。Ａｌ含有量の低減にはコストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ａｌ含有量は０．００１％以上であってもよい。Ａｌは脱酸材として有効であり、脱酸の効果を十分に得るためには、Ａｌ含有量は好ましくは０．０１０％以上である。Ａｌは粗大な炭化物の生成を抑制するため、残留オーステナイトの安定化を目的として含まれていてもよい。残留オーステナイトの安定化のためには、Ａｌ含有量は好ましくは０．１００％以上であり、より好ましくは０．２５０％以上である。
【００２７】
（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性および曲げ性といった成形性を低下させたり、溶接時にブローホールを発生させたりするため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。Ｎ含有量が０．０１００％超で、成形性の劣化が顕著である。従って、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。ブローホールをより確実に抑制するために、Ｎ含有量は好ましくは０．００７５％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上であってもよく、コストの観点から好ましくは０．０００３％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。
【００２８】
（Ｏ：０．０１００％以下）
Ｏは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｏは、酸化物を形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性および曲げ性といった成形性を劣化させるため、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。Ｏ含有量が０．０１００％超で、成形性の劣化が顕著である。従って、Ｏ含有量は０．０１００％以下であり、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。Ｏ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｏ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
【００２９】
（パラメータＱ０：０．３５以上）
詳細は後述するが、マルテンサイト変態工程の後の焼戻工程において、加熱処理中に残留オーステナイトがベイナイト、パーライトまたは粗大なセメンタイトに分解する懸念がある。Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌは残留オーステナイトの分解を抑制し、成形性を高めるために特に重要な元素であり、（式１）であらわされるパラメータＱ０が０．３５未満であると、上記の効果が得られない。従って、パラメータＱ０は０．３５以上とし、好ましくは０．６０以上とし、より好ましくは０．８０以上とする。
Ｑ０＝Ｓｉ＋０．１Ｍｎ＋０．６Ａｌ・・・（式１）
（（式１）中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌは質量％での各元素の含有量である。）
【００３０】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｗ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭは、必須元素ではなく、高強度鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
【００３１】
（Ｔｉ：０．０００〜０．２００％）
Ｔｉは、析出強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度の上昇に寄与する。Ｔｉが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｔｉ含有量が０．２００％超では、Ｔｉ炭窒化物が過剰に析出して成形性が劣化することがある。このため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下である。成形性の観点から、Ｔｉ含有量は好ましくは０．１２０％以下である。
【００３２】
（Ｎｂ：０．０００〜０．１００％）
Ｎｂは、析出強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度の上昇に寄与する。Ｎｂが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｎｂ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が０．１００％超では、Ｎｂ炭窒化物が過剰に析出して成形性が劣化することがある。このため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下である。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は好ましくは０．０６０％以下である。
【００３３】
（Ｖ：０．０００〜０．５００％）
Ｖは、析出強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度の上昇に寄与する。Ｖが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｖ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．５００％超では、Ｖ炭窒化物が過剰に析出して成形性が劣化することがある。このため、Ｖ含有量は０．５００％以下であり、より好ましくは０．３５０％以下である。
【００３４】
（Ｃｒ：０．００〜２．００％）
Ｃｒは、焼入れ性を高め、高強度化に有効である。Ｃｒが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が２．００％超では、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することがある。このため、Ｃｒ含有量は２．００％以下であり、好ましくは１．２０％以下である。
【００３５】
（Ｎｉ：０．００〜２．００％）
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効である。Ｎｉが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｎｉ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が２．００％超では、溶接性が損なわれることがある。このため、Ｎｉ含有量は２．００％以下であり、好ましくは１．２０％以下である。
【００３６】
（Ｃｕ：０．００〜２．００％）
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより強度を高める。Ｃｕが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が２．００％超では、溶接性が損なわれることがある。このため、Ｃｕ含有量は２．００％以下であり、好ましくは１．２０％以下である。
【００３７】
（Ｍｏ：０．００〜１．００％）
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効である。Ｍｏが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％超では、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することがある。このため、Ｍｏ含有量は１．００％以下であり、好ましくは０．５０％以下である。
【００３８】
（Ｂ：０．００００〜０．０１００％）
Ｂは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効である。Ｂが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００１％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％超では、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することがある。このため、Ｂ含有量は０．０１００％以下であり、より好ましくはＢ含有量は０．００５０％以下である。
【００３９】
（Ｗ：０．００〜２．００％）
Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効である。Ｗが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｗ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｗ含有量が２．００％超では、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することがある。このため、Ｗ含有量は２．００％以下であり、好ましくは１．２０％以下である。
【００４０】
（Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上：合計で０．００００〜０．０１００％）
ＲＥＭは、ランタノイド系列に属する元素をさす。例えば、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加され、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。ＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素が含まれていても、本発明の効果は発揮される。金属ＬａやＣｅが含まれていても本発明の効果は発揮される。
【００４１】
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭは、成形性の改善に有効である。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの総含有量は好ましくは０．０００１％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの総含有量が０．０１００％超では、延性を損なうおそれがある。このため、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの総含有量は０．０１００％以下であり、好ましくは０．００７０％以下である。
【００４２】
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、Ｈｆ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、ＡｕおよびＰｂが合計で０．０１００％以下含有されていることは許容される。
【００４３】
次に、第１の実施形態に係る高強度鋼板のミクロ組織について説明する。本実施形態に係る高強度鋼板は、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で、フェライト：８５％以下、ベイナイト：３％以上９５％以下、焼戻マルテンサイト：１％以上８０％以下、残留オーステナイト：１％以上２５％以下、パーライトおよび粗大セメンタイト：合計で５％以下、かつフレッシュマルテンサイト：５％以下、で表されるミクロ組織を有する。
【００４４】
（フェライト：８５％以下）
フェライトは優れた延性を有する。しかし、フェライトの強度は低いため、フェライトの体積分率が８５％超では、十分な引張最大強度を得られない。このため、フェライトの体積分率は８５％以下である。より高い引張最大強度を得るために、フェライトの体積分率は好ましくは７５％以下であり、より好ましくは６５％以下である。フェライトが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、良好な延性を得るために、フェライトの体積分率は好ましくは５％以上であり、より好ましくは１０％以上である。
【００４５】
（ベイナイト：３％以上９５％以下）
ベイナイトは、強度と成形性とのバランスに優れた組織である。ベイナイトの体積分率が３％未満では、良好な強度と成形性とのバランスが得られない。従って、ベイナイトの体積分率は３％以上である。ベイナイトの生成に伴って残留オーステナイトの体積分率が高まるため、ベイナイトの体積分率は好ましくは７％以上であり、より好ましくは１０％以上である。一方、ベイナイトの体積分率が９５％超では、焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方を確保することが困難となり、良好な強度と成形性とのバランスが得られない。このため、ベイナイトの体積分率は９５％以下であり、より優れた強度と成形性のバランスを得るために、ベイナイトの体積分率は好ましくは８５％以下であり、より好ましくは７５％以下である。
【００４６】
なお、本発明におけるベイナイトには、ラス状の体心立方格子（body-centered cubic：ｂｃｃ）結晶からなり鉄系炭化物を含まないベイニティックフェライト、微細なｂｃｃ結晶および粗大な鉄系炭化物からなるグラニュラーベイナイト、ラス状のｂｃｃ結晶および粗大な鉄系炭化物からなる上部ベイナイト、並びに板状のｂｃｃ結晶およびその内部に平行に並んだ微細な鉄系炭化物からなる下部ベイナイトが含まれる。
【００４７】
（焼戻マルテンサイト：１％以上８０％以下）
焼戻マルテンサイトは、耐衝撃特性を損なうことなく、鋼板の引張強度を大きく向上させる。焼戻マルテンサイトの体積分率が１％未満では、十分な引張強度が得られない。従って、焼戻マルテンサイトの体積分率は１％以上である。より高い引張強度を得るために、焼戻マルテンサイトの体積分率は好ましくは５％以上であり、より好ましくは１０％以上である。一方、焼戻マルテンサイトの体積分率が８０％超では、焼戻マルテンサイトと残留オーステナイトとのなす界面が過度に増加し、耐衝撃特性が劣化する。従って、焼戻マルテンサイトの体積分率は８０％以下である。より優れた耐衝撃特性を得るために、焼戻マルテンサイトの体積分率は好ましくは７３％以下であり、より好ましくは６５％以下である。
【００４８】
（残留オーステナイト：１％以上２５％以下）
残留オーステナイトは強度と延性とのバランスを高める。残留オーステナイトの体積分率が１％未満では、良好な強度と延性とのバランスが得られない。従って、残留オーステナイトの体積分率は１％以上である。良好な成形性を得るために、残留オーステナイトの体積分率は好ましくは２．５％以上であり、より好ましくは４％以上である。一方、残留オーステナイトの体積分率を２５％超とするには、溶接性が著しく損なわれる程度のＣが必要である。このため、残留オーステナイトの体積分率は２５％以下である。残留オーステナイトは、衝撃を受けることで硬質なマルテンサイトに変態し、破壊の起点として働く。残留オーステナイトの体積分率が２１％超で、マルテンサイト変態が生じやすい。従って、残留オーステナイトの体積分率は好ましくは２１％以下であり、より好ましくは１７％以下である。
【００４９】
残留オーステナイト中の固溶炭素量が高いほど、残留オーステナイトの安定性が高く、優れた耐衝撃特性が得られる。残留オーステナイト中の固溶炭素量が０．７０質量％未満では、この項が十分に得られない。従って、残留オーステナイト中の固溶炭素量は０．７０％質量％以上である。残留オーステナイト中の固溶炭素量は、好ましくは０．７７質量％以上であり、より好ましくは０．８４質量％以上である。一方、残留オーステナイト中の固溶炭素量が過度に高まると、引張変形に伴う残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態が十分に進まず、加工硬化能が却って低下する場合がある。残留オーステナイト中の固溶炭素量が１．３０質量％超では、十分な加工硬化能が得られない。従って、残留オーステナイト中の固溶炭素量は１．３０質量％以下であり、好ましくは１．２０質量％以下であり、より好ましくは１．１０質量％以下である。
【００５０】
アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒は、衝撃を受けることで硬質なマルテンサイトに変態し、破壊の起点として働きやすい。特に、上記に該当する残留オーステナイト粒と、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとのなす界面の近傍では、硬質な焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトによって残留オーステナイトが拘束され、変形に伴い残留オーステナイト側に高い歪が生じ、残留オーステナイトが容易にマルテンサイトへと変態する。このため、残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとのなす界面が剥離し、破壊を生じやすい。
【００５１】
そして、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうち、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合、すなわち焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する部分の割合、が７５％超であると、界面の破壊に伴う破壊が顕著である。従って、本実施形態では、この割合は７５％以下である。本実施形態では、この割合が７５％以下であるため、上記残留オーステナイト粒を起点とする破壊を抑制し、耐衝撃特性を高めることができる。より優れた耐衝撃特性を得るために、この割合は、好ましくは６０％以下であり、より好ましくは４０％以下である。
【００５２】
破壊の起点となる粗大な残留オーステナイト粒を低減することにより、耐衝撃特性は更に改善する。この観点から、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の密度は、好ましくは５．０×１０１０個／ｍ２以下であり、より好ましくは３．０×１０１０個／ｍ２以下である。
【００５３】
（フレッシュマルテンサイト：５％以下）
フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって耐衝撃特性を劣化させる。フレッシュマルテンサイトの体積分率が５％超で耐衝撃特性の劣化が顕著である。このため、フレッシュマルテンサイトの体積分率は５％以下である。優れた耐衝撃特性を得るために、フレッシュマルテンサイトの体積分率は好ましくは１％以下であり、より好ましくは０％である。
【００５４】
（パーライトおよび粗大セメンタイト：合計で５％以下）
パーライトおよび粗大なセメンタイトは、延性を劣化する。パーライトおよび粗大なセメンタイトの体積分率が合計で５％超では延性の劣化が顕著である。このため、パーライトおよび粗大セメンタイトの体積分率は合計で５％以下である。ここで、本実施形態において、粗大なセメンタイトとは、円相当径が１．０μｍ以上のセメンタイトを意味する。電子顕微鏡観察により、セメンタイトの円相当径は容易に測定することができ、当該セメンタイトが粗大であるか否かを容易に判別できる。
【００５５】
フェライト、ベイナイト、焼戻マルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライトおよび粗大セメンタイトの体積分率は、以下に示す方法を用いて測定できる。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨してナイタールエッチングし、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、それをもって体積分率と見なすことができる。
【００５６】
残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法により評価する。板厚の表面から１／８厚〜３／８厚の範囲において、板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってｆｃｃ鉄の面積分率を測定し、それをもって残留オーステナイトの体積分率と見なすことができる。
【００５７】
残留オーステナイト中の固溶炭素量（Ｃγ［質量％］）は、残留オーステナイトの体積分率の測定と同じ条件でＸ線回折試験を行い、残留オーステナイトの平均格子定数ａ［ｎｍ］を求め、下記式を用いて求めることができる。
Ｃγ＝２．２６４×１０２×（ａ−０．３５５６）
【００５８】
残留オーステナイト粒のアスペクト比、円相当径および界面は、ＦＥ−ＳＥＭを用いて、透過ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）による高分解能結晶方位解析を行い、評価する。板厚の１／８厚〜３／８厚の範囲において、板面に平行な薄片を切り出し、薄片に機械研磨および電解研磨を施し、薄片に生じた穴の周辺を観察することで、微細な残留オーステナイト粒を精度良く観察できる。なお、透過ＥＢＳＤ法により得られたデータの解析には、ＴＳＬ社製の「ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｙｓ  ６．０」を用いることができる。透過ＥＢＳＤ法による観察は、上記薄片の中で、２．０×１０−１０ｍ２以上の大きさの領域を５つ以上設定して行う。観察結果から、ｆｃｃ鉄と判断される領域を残留オーステナイトとする。
【００５９】
残留オーステナイト粒のアスペクト比および円相当径を得る方法について述べる。まず、測定した結晶方位から、ｆｃｃ鉄のみを抜き出し、結晶方位マップを描く。１０°以上の結晶方位差を生じる境界を結晶粒界とみなす。アスペクト比は、粒の長軸長さを短軸長さで除した値とする。円相当径は、それぞれの粒に含まれる測定点の数から面積を求め、面積に４／πをかけてから平方根を求めることで得られる。
【００６０】
残留オーステナイト粒の粒界に占める焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の割合を求める方法について述べる。まず、ｂｃｃ鉄から得られたデータに対し、４°以上の結晶方位差を生じる境界を結晶粒界とし、各結晶粒における結晶格子のひずみを表す指標である「Ｇｒａｉｎ  Ａｖｅｒａｇｅ  Ｆｉｔ」を算出する。
【００６１】
Ｇｒａｉｎ  Ａｖｅｒａｇｅ  Ｆｉｔが高い粒は、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトである。ＦＥ−ＳＥＭを用いた観察によって得られた焼戻マルテンサイトの面積分率ＳｔＭ［％］およびフレッシュマルテンサイトの面積分率ＳｆＭ［％］の和ＳｔＭ＋ＳｆＭ［％］に対して、Ｇｒａｉｎ  Ａｖｅｒａｇｅ  Ｆｉｔを横軸とし、縦軸を各結晶粒の面積とするヒストグラムを作成する。そして、Ｇｒａｉｎ  Ａｖｅｒａｇｅ  Ｆｉｔの高い側からＳｔＭ＋ＳｆＭ［％］に相当する部分を焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとみなす。
【００６２】
残留オーステナイトの結晶方位マップ上に、４°の結晶方位差を生じる境界を結晶粒界として描き、更に、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとみなされる領域を同じマップ上に表示することにより、残留オーステナイト、焼戻マルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの配置が分かる。そして、この配置から、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうちで、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合を求めることができる。
【００６３】
本実施形態の高強度鋼板の板厚は限定されないが、好ましくは０．４ｍｍ以上５．０ｍｍ以下である。板厚が０．４ｍｍ未満であると、鋼板の形状を平坦に保つことが困難になることがある。板厚が５．０ｍｍ超では、製造過程での加熱条件および冷却条件を制御することが困難となり、所定のミクロ組織が得られないことがある。
【００６４】
（第２の実施形態）
先ず、本発明の第２の実施形態に係る高強度亜鉛めっき鋼板について説明する。本実施形態に係る高強度亜鉛めっき鋼板は、第１の実施形態に係る高強度鋼板と、その表面に形成された亜鉛めっき層とを有する。亜鉛めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層である。亜鉛めっき層が電気亜鉛めっき層であってもよい。
【００６５】
溶融亜鉛めっき層が用いられる場合、高強度鋼板の表面と溶融亜鉛めっき層との密着性を高めるために、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は好ましくは３．０質量％以下である。また、溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が高いほど、高強度鋼板の表面と溶融亜鉛めっき層との密着性が劣化しやすく、Ａｌ含有量が０．５質量％超で密着性の劣化が顕著である。従って、溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量は好ましくは０．５質量％以下である。
【００６６】
合金化亜鉛めっき層が用いられる場合、高強度鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との密着性を高めるために、合金化亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は好ましくは７．０質量％以上、１３．０質量％以下である。
【００６７】
亜鉛めっき層が、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ及びＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上を含有していてもよい。各元素の含有量によっては、亜鉛めっき層の耐食性や加工性が改善される等、好ましい場合もある。
【００６８】
亜鉛めっき層中のＦｅ含有量およびＡｌ含有量は、以下に示す方法によって測定することができる。まず、インヒビタを添加した濃度が３〜１０％の室温の塩酸に、所定寸法のめっき鋼板を浸漬してめっき層を溶解させる。次に、めっき層を溶解させた液を希釈し、希釈した溶液中のＺｎ，Ａｌ，Ｆｅ濃度を誘導結合プラズマ（inductively coupled plasma：ＩＣＰ）法により分析し、めっき層中のＺｎ、ＡｌおよびＦｅの質量比を求める。その後、めっき層中のＺｎ、ＡｌおよびＦｅの質量比からめっき層中のＦｅ含有量およびＡｌ含有量を算出する。インヒビタとしては、例えばＪＩＳ  Ｋ  ８８４７に規定するヘキサメチレンテトラミンを用いればよい。
【００６９】
次に、第１の実施形態に係る高強度鋼板を製造する方法について説明する。この製造方法は、熱延工程、酸洗工程、冷延工程、焼鈍工程、ベイナイト変態工程、マルテンサイト変態工程および焼戻工程を含み、軟質化焼鈍工程を含んでもよい。この製造方法は、好ましくは、板厚が０．４ｍｍ以上、５．０ｍｍ以下の高強度鋼板の製造に適用される。板厚が０．４ｍｍ未満であると、鋼板の形状を平坦に保つことが困難になることがある。板厚が５．０ｍｍ超では、製造過程での加熱条件および冷却条件を制御することが困難となり、所定のミクロ組織が得られないことがある。
【００７０】
第１の実施形態の高強度鋼板を製造するには、まず、上述した化学組成を有するスラブを鋳造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。鋳造後のスラブは、一旦常温まで冷却しても構わないが、高温のまま直接熱間圧延に供することが、加熱に必要なエネルギーを削減できるため、より好ましい。
【００７１】
（熱延工程）
熱延工程において、スラブの加熱温度が１０８０℃未満では、鋳造に起因する粗大な介在物が溶け残り、熱間圧延以降で鋼板が破断する可能性がある。このため、スラブの加熱温度は１０８０℃以上とし、好ましくは１１５０℃以上とする。スラブの加熱温度の上限は特に定めないが、１３００℃を超えて加熱するには多量のエネルギーが必要とされるため、好ましくは１３００℃以下とする。
【００７２】
熱間圧延の完了温度が８５０℃未満では、圧延反力が高まり、所望の板厚を安定して得ることが困難となる。このため、熱間圧延の完了温度は８５０℃以上とする。圧延反力の観点から、熱間圧延の完了温度は好ましくは８７０℃以上とする。一方、熱間圧延の完了温度を１０２０℃超とするには、スラブの加熱終了から熱間圧延の完了までの間に鋼板を加熱する装置が必要となり、高いコストが必要となる。このため、熱間圧延の完了温度は１０２０℃以下とする。また、熱間圧延の完了温度が過度に高いと、その後の冷却過程において鋼板の形状が崩れ、冷却完了後に形状矯正加工が必要となる場合があり、コストの面で好ましくない。このため、熱間圧延の完了温度は好ましくは１０００℃以下とし、より好ましくは９８０℃以下とする。
【００７３】
熱間圧延の完了から巻取りまでの間で、８５０℃から７００℃までの範囲における平均冷却速度が８．０℃／秒未満であると、粗大なフェライトが生成し、Ｍｎ偏析が強まり、硬質組織が偏在したミクロ組織となる。その結果、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する可能性が過度に高まってしまう。このため、この方法では、８５０℃から７００℃までの範囲における平均冷却速度を８．０℃／秒以上とする。高強度鋼板における残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトとの隣接を避け、鋼板の耐衝撃特性を高めるために、８５０℃から７００℃までの範囲における平均冷却速度は好ましくは１２．０℃／秒以上とし、より好ましくは１６．０℃／秒以上とする。８５０℃から７００℃までの範囲における平均冷却速度の上限を限定せずとも、第１の実施形態に係る高強度鋼板を製造することができる。
【００７４】
熱延鋼板をコイルとして巻き取る温度（巻取温度）ＴＣが７００℃超では、巻取り後に室温まで徐冷する間に高温で相変態が進行し、粗大なフェライトが生成し、Ｍｎ偏析が強まり、硬質組織が偏在したミクロ組織となる。その結果、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する可能性が過度に高まってしまう。このため、本製造方法では、巻取温度ＴＣを７００℃以下とする。高強度鋼板における残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトとの隣接を避け、鋼板の耐衝撃特性を高めるために、巻取温度ＴＣは好ましくは６６０℃以下とする。一方、巻取温度ＴＣを４００℃未満とすると、熱延鋼板の強度が過度に高まり、酸洗工程および冷延工程において鋼板が破断する懸念が生じる。このため、巻取温度ＴＣは４００℃以上とする。鋼板を精度良く冷却するために、巻取温度ＴＣを好ましくは５００℃以上とする。
【００７５】
巻取り後、室温に至るまでの冷却速度を速くすると、巻き取り後の相変態がより低温で進行するため、硬質組織が適度に分散したミクロ組織となり、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する可能性が低減する。このため、巻取温度ＴＣから３５０℃までの平均冷却速度は５．０×１０−３℃／秒以上とする。一方、コイルとして巻き取った鋼板を過度に速く冷却すると、コイル内に大きな温度偏差が生じ、温度偏差に伴って相変態挙動にも偏りが生じるため、硬質組織が部分的に集合したミクロ組織となり、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイト又はフレッシュマルテンサイトと接する可能性が却って増大する。これを避けるため、巻取温度ＴＣからから３５０℃までの平均冷却速度は１．０×１０−２℃／秒以下とし、好ましくは９．０×１０−３℃／秒以下とする。
【００７６】
（酸洗工程）
熱延工程後の酸洗工程では、熱延工程で得られた熱延鋼板の酸洗を行う。酸洗では、熱延鋼板の表面に存在する酸化物を除去する。酸洗は、熱延鋼板の化成処理性およびめっき性の向上に重要である。熱延鋼板の酸洗は、一回のみ行ってもよいし、複数回行ってもよい。
【００７７】
（冷延工程）
酸洗工程後の冷延工程では、熱延鋼板の冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。冷間圧延における合計の圧下率が８５％超では、鋼板の延性が著しく低下し、冷間圧延中に鋼板が破断するおそれが高まる。このため、冷間圧延では圧下率の合計を８５％以下とし、好ましくは７５％以下とし、より好ましくは７０％以下とする。冷延工程における合計の圧下率の下限は特に定めず、冷間圧延を施さなくてもかまわない。しかし、冷間圧延における圧下率の合計が０．０５％未満であると、鋼板の形状が不均質となり、めっきが均一に付着せず、外観が損なわれることがある。このため、冷間圧延における合計の圧下率は好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．１０％以上とする。なお、冷間圧延は複数のパスで行うことが好ましいが、冷間圧延のパス数や各パスへの圧下率の配分は問わない。
【００７８】
冷間圧延における合計の圧下率が１０％超、２０％未満であると、冷延工程後の焼鈍工程において再結晶が十分に進まず、多量の転位を含んで展性を失った粗大な結晶粒が表層近くに残り、曲げ性および耐疲労特性が劣化する場合がある。これを避けるには、合計の圧下率を小さくし、結晶粒への転位の蓄積を軽微にして結晶粒の展性を残すことが有効である。結晶粒への転位の蓄積を軽微にする観点から、冷延工程における合計の圧下率は好ましくは１０％以下とし、より好ましくは５．０％以下とする。また、良好な曲げ性および耐疲労特性を得るには、冷延工程における合計の圧下率を大きくし、焼鈍工程において再結晶を十分に進行させ、加工組織を内部に転位の蓄積が少ない再結晶粒にすることが有効である。焼鈍工程における再結晶を十分に進めるには、合計の圧下率は好ましくは２０％以上とし、より好ましくは３０％以上とする。
【００７９】
（軟質化焼鈍工程）
本製造方法が熱延工程と冷延工程との間に軟質化焼鈍工程を含んでもよい。軟質化焼鈍工程では、鋼板の軟質化を目的とした軟質化焼鈍を行う。軟質化焼鈍を行うことで、冷間圧延における圧延反力を低減し、鋼板の形状を改善できる。しかしながら、軟質化焼鈍工程での焼鈍処理温度が６８０℃超では、セメンタイトの粒径が粗大化し、焼鈍工程におけるオーステナイト粒の核生成頻度が低下し、一部のオーステナイト粒が過度に成長するため、粗大なオーステナイト粒の密度が高まり、衝撃特性が劣化する。このため、焼鈍処理温度は好ましくは６８０℃以下とする。焼鈍処理温度の下限は特に定めないが、３００℃未満では十分な軟質化効果が得られない。このため、焼鈍処理温度は好ましくは３００℃以上とする。
【００８０】
軟質化焼鈍工程は、酸洗工程の前又は後のいずれでもよい。軟質化焼鈍工程の前および後の両方で酸洗を行ってもよい。
【００８１】
（焼鈍工程）
冷延工程後の焼鈍工程では、冷延鋼板の焼鈍を行う。焼鈍工程では、冷延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ１点〜（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度を０．５℃／秒以上として最高加熱温度Ｔｍａｘまで加熱する。ＡＣ１点〜（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度が０．５℃／秒未満では、ＡＣ１点の直上で生成したオーステナイト粒が過度に成長し、硬質組織が偏在したミクロ組織となる。その結果、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する可能性が過度に高まってしまう。高強度鋼板における残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトとの隣接を避け、鋼板の耐衝撃特性を高めるために、ＡＣ１点〜（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度は好ましくは０．８℃／秒以上とする。ＡＣ１点〜（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度の上限は特に設定しないが、加熱速度が過度に高まると、鋼中のセメンタイトが溶け残り、特性が劣化する懸念がある。このため、ＡＣ１点〜（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度は好ましくは１００℃／秒以下とする。
【００８２】
最高加熱温度Ｔｍａｘが（ＡＣ１点＋４０）℃未満であると、鋼中のセメンタイトが溶け残り、特性が劣化する懸念がある。このため、最高加熱温度Ｔｍａｘは（ＡＣ１点＋４０）℃以上とする。硬質組織分率を高め、より高強度とするため、最高加熱温度Ｔｍａｘは好ましくは（ＡＣ１点＋５５）℃以上とする。一方、最高加熱温度Ｔｍａｘが１０００℃超では、オーステナイト径が粗大となり、高強度鋼板の特性が大幅に劣化することがある。このため、最高加熱温度Ｔｍａｘは好ましくは１０００℃以下とする。
【００８３】
鋼板のＡＣ１点およびＡＣ３点は、それぞれオーステナイト逆変態の開始点と完了点である。鋼板のＡＣ１点およびＡＣ３点は、熱間圧延後の鋼板から小片を切り出し、１０℃／秒で１２００℃まで加熱し、その間の体積膨張を測定することで得られる。
【００８４】
焼鈍工程において、最高加熱温度Ｔｍａｘから（Ｔｍａｘ−１０）℃までの温度範囲における滞留時間ｔｍａｘは、高強度鋼板の特性に大きく影響する。この滞留時間ｔｍａｘが長すぎると、Ｍｎ偏析が進み、硬質組織が偏在したミクロ組織となる。その結果、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する可能性が過度に高まる。そこで、本製造方法では、耐衝撃特性を高めるため、滞留時間ｔｍａｘに関する（式２）であらわされるパラメータＱ１を２．０以下とする。
【００８５】
【数１】
2017164346.tif 000002
（（式２）中のＷＭｎは質量％でのＭｎの含有量であり、ＴＣは熱間圧延工程において熱延鋼板をコイルに巻き取る温度［℃］である。ＴはＴｍａｘまたはＡＣ３点のうち低いほうの温度である。）
【００８６】
パラメータＱ１は焼鈍工程後のＭｎ偏析の進行度合いを反映し、パラメータＱ１が大きいほどＭｎ偏析が進行し、耐衝撃特性が劣化する。耐衝撃特性の観点から、パラメータＱ１は２．０以下とし、好ましくは１．５以下とし、より好ましくは１．０以下とする。
【００８７】
上記温度範囲および上記滞留時間ｔｍａｘでの滞留後、鋼板を６５０℃まで冷却する（第１冷却）。６５０℃（第１冷却停止温度）までの平均冷却速度（第１冷却速度）は、鋼板の要求特性に応じて任意に変更して構わない。第１冷却速度は好ましくは０．５℃／秒以上とする。第１冷却速度が０．５℃／秒以上であると、多量のパーライトの発生を防止できる。
【００８８】
第１冷却の後、６５０℃から５００℃以下の温度（第２冷却停止温度）まで平均冷却速度を２．５℃／秒以上として鋼板を冷却する（第２冷却）。６５０℃から５００℃までの温度範囲の平均冷却速度（第２冷却速度）が２．５℃／秒未満では、パーライトや粗大なセメンタイトが多量に発生し、成形性が損なわれる。また、この温度範囲で生成するフェライトは軟質であり、強度を低減する。高強度鋼板の強度を高めるために、第２冷却速度は好ましくは５．０℃／秒以上とし、より好ましくは９．０℃／秒以上とする。第２冷却速度の上限を限定せずとも、第１の実施形態に係る高強度鋼板を製造することができるが、２００℃／秒以上の平均冷却速度を得るには特殊な冷却方法を採用する必要がある。従って、コストの観点から、第２冷却速度は好ましくは２００℃／秒以下とする。
【００８９】
（ベイナイト変態工程）
焼鈍工程後のベイナイト変態工程では、５００〜３４０℃の範囲においてベイナイト変態を促進する処理を行う。ベイナイト変態を進めることにより、未変態のオーステナイトの粒内に存在する核生成サイトが消費され、次のマルテンサイト変態工程においてオーステナイトの粒内から生成するマルテンサイトが減少する。その結果、残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトとの界面が減少し、耐衝撃特性が改善する。一方、過度にベイナイト変態を進めると、未変態のオーステナイト中に過剰に炭素が濃縮する。その結果、未変態のオーステナイトにおけるＭｓ点が低下し、次のマルテンサイト変態工程においてマルテンサイトが得られない。ベイナイト変態を適度に進め、耐衝撃性を改善するため、ベイナイト変態工程では、（式３）であわされるパラメータＱ２を０．１０以上３．００以下とする。
【００９０】
【数２】
2017164346.tif 000003
（（式３）中のＭｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｌは質量％での各元素の含有量であり、ｔＢはベイナイト変態工程の処理時間［秒］であり、Ｔｉはベイナイト変態工程の開始から完了までの処理時間を１０等分に区切ったｉ番目の範囲における平均温度［℃］である。）
【００９１】
パラメータＱ２はベイナイト変態の進行度合いを反映し、パラメータＱ２が大きいほどベイナイト変態が進行している。パラメータＱ２が０．１０以上、３．００以下の範囲であると、ベイナイト変態の進行度合いが適正となる。耐衝撃性の観点から、パラメータＱ２は好ましくは０．２５以上、２．５０以下である。
【００９２】
本製造方法では、焼鈍工程とベイナイト変態工程との間に、鋼板をＭｓ＊〜（Ｍｆ＊＋５０）℃まで冷却し、３４０〜５００℃まで再加熱する処理を行ってもよい。この処理により、未変態オーステナイトの粒内における核生成サイトをより効率的に消費することができ、鋼板の耐衝撃特性を更に向上させることができる。Ｍｓ＊は（式４）であらわされ、Ｍｆ＊は（式５）であらわされる。
【００９３】
【数３】
2017164346.tif 000004
（（式４）中のＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ａｌは質量％での各元素の含有量であり、その元素が含まれない場合は０である。（式４）および（式５）中のＶαはフェライトの体積分率［％］である。）
【００９４】
なお、鋼板の製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難である。このため、本製造方法では、焼鈍工程前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を焼鈍工程と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値を、フェライトの体積分率として使用する。フェライトの体積分率の測定は、同じ製造条件（温度履歴）で鋼板を製造する場合は、最初の１回の測定の結果を用いてよく、毎回測定する必要はない。製造条件を大きく変更する場合は、改めて測定を行う。もちろん、実際に製造した鋼板のミクロ組織を観察し、次回以降の製造にフィードバックしてもかまわない。
【００９５】
（マルテンサイト変態工程）
ベイナイト変態工程後のマルテンサイト変態工程では、鋼板を冷却することにより（第３冷却）、マルテンサイト変態を生じさせる処理を行う。第３冷却中の３４０℃〜Ｍｓ点の範囲における平均冷却速度（第３冷却速度）が１．０℃／秒未満では、炭化物を含む下部ベイナイトが生成し、成形性が劣化する。従って、第３冷却速度は１．０℃／秒以上とする。より優れた成形性を得るために、第３冷却速度は好ましくは２．５℃／秒以上とし、より好ましくは４．０℃／秒以上とする。Ｍｓ点は（式６）であらわされる。
【００９６】
【数４】
2017164346.tif 000005
（（式６）中のＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌは質量％での各元素の含有量であり、その元素が含まれない場合は０である。Ｖαはフェライトの体積分率［％］であり、ＶＢはベイナイトの体積分率［％］である。）
【００９７】
その後、Ｍｓ点以下からＭｆ点以上の間の任意の温度（第３冷却停止温度）まで冷却し、マルテンサイト変態を進める。Ｍｆ点は（式７）であらわされる。
【００９８】
【数５】
2017164346.tif 000006
（（式７）中のＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌは質量％での各元素の含有量であり、その元素が含まれない場合は０である。Ｖαはフェライトの体積分率［％］であり、ＶＢはベイナイトの体積分率［％］である。）
【００９９】
なお、鋼板の製造中にフェライトの体積分率およびベイナイトの体積分率を直接測定することは困難である。このため、本製造方法では、焼鈍工程前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を焼鈍工程と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトおよびベイナイトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値を、それぞれフェライトの体積分率、ベイナイトの体積分率として使用する。フェライトおよびベイナイトの体積分率の測定は、同じ製造条件（温度履歴）で鋼板を製造する場合は、最初の１回の測定の結果を用いてよく、毎回測定する必要はない。製造条件を大きく変更する場合は、改めて測定を行う。もちろん、実際に製造した鋼板のミクロ組織を観察し、次回以降の製造にフィードバックしてもかまわない。
【０１００】
第３冷却停止温度は、好ましくは、Ｍｆ点を−１０℃以下と、−１０〜５０℃の範囲とする。冷却停止温度を−１０〜５０℃の範囲とすることにより、特殊な保熱装置や冷蔵装置を用いることなく、次の焼戻工程に移行することができる。従って、コストの観点から、第３冷却停止温度は好ましくは−１０〜５０℃の範囲とする。
【０１０１】
本製造方法では、マルテンサイト変態工程と焼戻工程との間に、第２の冷間圧延（スキンパス圧延）を施しても構わない。第２の冷間圧延では、鋼板に圧延率を３．０％以下、好ましくは２．０％以下とする冷間圧延を行う。第２の冷間圧延を行うことにより、全粒界に占めるマルテンサイトとなす界面の割合が大きい不安定な未変態オーステナイト粒がマルテンサイトに変態するため、焼戻工程後の鋼板における耐衝撃特性が改善する。
【０１０２】
（焼戻工程）
マルテンサイト変態工程後の焼戻工程では、２００〜６００℃の範囲で鋼板を焼戻す。焼戻工程により、マルテンサイト変態工程において生成したマルテンサイトが焼戻マルテンサイトとなり、鋼板の成形性および耐衝撃特性が大きく改善する。
【０１０３】
焼戻温度Ｔｔｅｍ［℃］、及び焼戻温度Ｔｔｅｍから（Ｔｔｅｍ−１０℃）までの間における焼戻処理時間ｔｔｅｍ［秒］に関連し、（式８）であらわされるパラメータＱ３は１．０以上とし、（式９）であらわされるパラメータＱ４は１．００以下とし、（式１０）であらわされるパラメータＱ５は１．００以下とする。
【０１０４】
【数６】
2017164346.tif 000007
（（式８）中のＳｉは質量％でのＳｉの含有量である。Ｔｔｅｍは焼戻温度［℃］であり、ｔｔｅｍは焼戻処理時間［秒］である。）
【０１０５】
パラメータＱ３はマルテンサイトの焼戻の度合いを示す。パラメータＱ３が１．０未満であると、マルテンサイトの焼戻が十分に進まず、穴広げ性、伸びフランジ性が劣化する。このため、パラメータＱ３は１．０以上とする必要がある。より優れた穴広げ性、伸びフランジ性を得るために、パラメータＱ３は好ましくは１．５以上であり、より好ましくは２．０以上とする。
【０１０６】
【数７】
2017164346.tif 000008
（（式９）中のＭｎ、Ｎｉは質量％でのＭｎ、Ｎｉの含有量であり、その元素が含まれない場合は０である。Ｔｔｅｍは焼戻温度［℃］であり、ｔｔｅｍは焼戻処理時間［秒］である。）
【０１０７】
パラメータＱ４は残留オーステナイトの安定性を示す。パラメータＱ４が１．００超では、残留オーステナイトが過度に安定化し、変形時にマルテンサイトへ変態しなくなり、強度と延性とのバランスが劣化する。このため、パラメータＱ４は１．００以下とする必要がある。残留オーステナイトの安定化をより抑制し、より優れた強度と延性とのバランスを得るために、パラメータＱ４は好ましくは０．９０以下とし、より好ましくは０．８０以下とする。
【０１０８】
【数８】
2017164346.tif 000009
（（式１０）中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉは質量％での各元素の含有量であり、その元素が含まれない場合は０である。Ｔｔｅｍは焼戻温度［℃］であり、ｔｔｅｍは焼戻処理時間［秒］である。）
【０１０９】
パラメータＱ５は残留オーステナイトからのパーライトおよび／または粗大セメンタイトの生成挙動を示す。パラメータＱ５が１．００超では、大部分の残留オーステナイトがパーライトおよび／または粗大セメンタイトへと分解してしまい、鋼板の強度および成形性が劣化する。このため、パラメータＱ５は１．００以下とする必要がある。残留オーステナイトの分解をより抑制し、より優れた強度および成形性を得るために、パラメータＱ５は好ましくは０．６０以下とし、より好ましくは０．２０以下とする。
【０１１０】
焼戻工程においては、好ましくは２００℃から最高加熱温度（焼戻温度）までの平均加熱速度を１．０℃／秒以上とする。平均加熱速度を１．０℃／秒以上とすることで、焼戻マルテンサイト中の炭化物が微細となり、耐衝撃特性を高めることができる。耐衝撃特性を改善するため、好ましくは上記温度範囲での平均加熱速度はより好ましくは４．０℃／秒以上とする。
【０１１１】
また、焼戻工程の後に、形状矯正を目的として、圧延率が３．００％以下の冷間圧延を施しても構わない。
【０１１２】
以上の工程により、第１の実施形態の高強度鋼板が得られる。
【０１１３】
次に、第２の実施形態に係る高強度亜鉛めっき鋼板を製造する方法について説明する。この製造方法では、上述した製造方法で得られた第１の実施形態に係る高強度鋼板、または、上述した製造方法で製造している途中の高強度鋼板に対して、めっき処理を行って、亜鉛めっき層を形成する。めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理を行ってもよいし、電気亜鉛めっき処理を行ってもよい。
【０１１４】
製造途中の高強度鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行う段階（タイミング）としては、ベイナイト変態工程前のタイミング、マルテンサイト変態工程前のタイミング、焼戻工程前のタイミング、焼戻工程後などが挙げられる。また、焼戻工程中に、溶融亜鉛めっき処理を行ってもよい。
【０１１５】
溶融亜鉛めっき処理における亜鉛めっき浴の温度は、好ましくは４５０〜４７０℃とする。亜鉛めっき浴の温度が４５０℃未満であると、めっき浴の粘度が過大に高まり、めっき層の厚さを制御することが困難となり、鋼板の外観を損なうことがある。このため亜鉛めっき浴の温度は好ましくは４５０℃以上とする。一方、亜鉛めっき浴の温度が４７０℃超では、多量のヒュームが発生し、安全に製造することが困難となることがある。このため、亜鉛めっき浴の温度は好ましくは４７０℃以下とする。
【０１１６】
亜鉛めっき浴に浸漬する鋼板の温度（鋼板侵入温度）は、好ましくは４２０〜５００℃とする。亜鉛めっき浴に浸漬する鋼板の温度が４２０℃未満では、亜鉛めっき浴の温度を４５０℃以上で安定させるために、亜鉛めっき浴に多量の熱量を与える必要が生じるため、実用上不適である。従って、亜鉛めっき浴の浴温を安定させるために、鋼板侵入温度は好ましくは４２０℃以上とし、より好ましくは４４０℃以上とする。一方、亜鉛めっき浴に浸漬する鋼板の温度が５００℃超であると、亜鉛めっき浴の温度を４７０℃以下で安定させるために、亜鉛めっき浴から多量の熱量を抜熱する設備を導入する必要が生じ、製造コストの点で不適である。従って、亜鉛めっき浴の浴温を安定させるために、鋼板侵入温度は好ましくは５００℃以下とし、より好ましくは４８０℃以下とする。
【０１１７】
亜鉛めっき浴は、好ましくは、亜鉛を主体とし、亜鉛めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値である有効Ａｌ量が０．０１０〜０．３００質量％である組成を有する。亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ量が０．０１０質量％未満では、亜鉛めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が損なわれることがある。従って、亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ量は好ましくは０．０１０質量％以上とし、より好ましくは０．０３０質量％以上とし、更に好ましくは０．０５０質量％以上とする。一方、亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ量が０．３００質量％超では、地鉄と亜鉛めっき層との境界にＦｅ−Ａｌ金属間化合物が過剰に生成し、めっき密着性が著しく損なわれることがある。従って、亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ量は好ましくは０．３００質量％以下とする。特に合金化処理を施す場合、Ｆｅ−Ａｌ金属間化合物が生成するとＦｅおよびＺｎ原子の移動が阻害され、合金相の形成が抑制されることから、めっき浴中の有効Ａｌ量はより好ましくは０．１８０質量％以下とし、更に好ましくは０．１５０質量％以下とする。
【０１１８】
亜鉛めっき浴は、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ及びＲＥＭからなる群から選択された１種以上を含有していてもよい。各元素の含有量によっては、亜鉛めっき層の耐食性や加工性が改善される等、好ましい場合もある。
【０１１９】
鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬した後、適正なめっき付着量とするために、好ましくは、鋼板表面に窒素を主体とする高圧ガスを吹き付けて、表層の過剰なめっき液を除去する。
【０１２０】
製造途中の高強度鋼板に電気亜鉛めっき処理を行う段階（タイミング）としては、焼戻工程前のタイミング、焼戻工程後などが挙げられる。電気亜鉛めっき処理としては、従来公知の方法を用いることができる。電気亜鉛めっき浴としては、例えば、Ｈ２ＳＯ４、ＺｎＳＯ４及びＮａＳＯ４を含むｐＨ１．５〜２．０のものが挙げられる。電気亜鉛めっき浴の温度、電流密度などの条件は、電気亜鉛めっき浴の種類、亜鉛めっき層の厚みなどに応じて適宜決定できる。また、高強度鋼板に対して電気亜鉛めっき処理を行う場合、好ましくは、高強度鋼板を酸洗してから、電気亜鉛めっき浴に浸漬する。高強度鋼板の酸洗方法としては、公知の方法を用いることができ、例えば、高強度鋼板を硫酸中に浸漬し、水素の泡が目視で認められるまで行う方法が挙げられる。
【０１２１】
亜鉛めっき層として合金化亜鉛めっき層を形成する場合、めっき処理を行った後に合金化処理を施して合金化亜鉛めっき層を形成する。合金化処理は、めっき処理後であれば、如何なる段階（タイミング）で行ってもよく、めっき処理後に連続して行ってもよい。具体的には、例えば、ベイナイト変態工程前にめっき処理を行った場合、合金化処理を行う段階（タイミング）としては、めっき処理後ベイナイト変態工程前のタイミング、マルテンサイト変態工程前のタイミング、焼戻工程前のタイミング、焼戻処理と同時、焼戻工程後などが挙げられる。例えば、マルテンサイト変態工程前にめっき処理を行った場合、合金化処理を行う段階（タイミング）としては、めっき処理後マルテンサイト変態工程前のタイミング、焼戻工程前のタイミング、焼戻処理と同時、焼戻工程後などが挙げられる。例えば、焼戻工程前にめっき処理を行った場合、合金化処理を行う段階（タイミング）としては、めっき処理後焼戻工程前のタイミング、焼戻処理と同時、焼戻工程後などが挙げられる。
【０１２２】
合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理を行った後に行う場合には、例えば、好ましくは、４７０〜６００℃の温度で２〜１００秒間保持する熱処理を行う。合金化処理は、電気亜鉛めっき処理を行った後に行う場合には、例えば、好ましくは、４００〜６００℃の温度で２〜１００秒間保持する熱処理を行うことが好ましい。
【０１２３】
得られた高強度亜鉛めっき鋼板に対して、形状矯正のために圧下率３．００％以下で冷間圧延を施しても構わない。
【０１２４】
以上の工程により、第２の実施形態の高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
【０１２５】
上述した高強度鋼板の化学組成を有し、上述した高強度鋼板の製造方法と同様にして焼戻工程の前までの処理を経て製造された鋼板を焼戻処理用鋼板として用いることができる。焼戻処理用鋼板が表面に亜鉛めっき層を有していてもよい。亜鉛めっき層は、焼戻工程の前に、上述した高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法と同様にしてめっき処理を行うことにより形成することができる。
【０１２６】
このような焼戻処理用鋼板のミクロ組織は、例えば以下のとおりである。
（ミクロ組織）
この焼戻処理用鋼板は、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、体積分率で、フェライト：８５％以下、ベイナイト：３％以上９５％以下、フレッシュマルテンサイト：１％以上８０％以下、残留オーステナイト：１％以上２５％以下、かつパーライトおよびセメンタイト：合計で５％以下、で表されるミクロ組織を有する。
【０１２７】
フレッシュマルテンサイト以外の組織の各体積分率の限定理由は、第１の実施形態に係る高強度鋼板と同じである。フレッシュマルテンサイトの体積分率の限定理由は、第１の実施形態に係る高強度鋼板における焼戻マルテンサイトの体積分率と同じである。これは、フレッシュマルテンサイトのほぼ全体が焼戻工程により焼戻マルテンサイトとなるためである。
【０１２８】
この焼戻処理用鋼板では、残留オーステナイト中の固溶炭素量は０．６０〜０．９５質量％である。残留オーステナイト中の固溶炭素量がこの範囲内にあれば、焼戻工程を経て、残留オーステナイト中の固溶炭素量が０．７０〜１．３０質量％の高強度鋼板が得られる。
【０１２９】
なお、本発明は、上記の実施形態に限定されるものではない。例えば、めっき層として亜鉛めっき層ではなくニッケルめっき層が形成されていてもよい。亜鉛めっき層上に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されていてもよい。このような皮膜は、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、亜鉛めっき層を保護できる。リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、公知の方法を用いて形成できる。
【０１３０】
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
【実施例】
【０１３１】
次に、本発明の実施例について説明する。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ものである。【０１３２】
表１および表２に示すＡ〜ＡＫの化学組成を有するスラブを鋳造し、表３および表４に示すスラブ加熱温度に加熱し、熱間圧延、冷却、巻き取り、コイル冷却を行って熱延鋼板を得た（熱延工程）。スラブ加熱温度、熱間圧延の圧延完了温度、８５０℃から７００℃の範囲における平均冷却速度（巻取前の平均冷却速度）、巻取温度ＴＣおよび巻取温度ＴＣから３５０℃までの平均冷却速度（コイル冷却速度）を表３および表４に示す。表１および表２中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１および表２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。【０１３３】
その後、熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を行って冷延鋼板を得た（冷延工程）。表３および表４に冷間圧延の合計の圧下率を示す。一部の熱延鋼板には、表３および表４に示す処理温度で軟質化焼鈍工程を行ってから冷間圧延を行った。表３および表４中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。【０１３４】
【表１】
2017164346.tif 000010
【０１３５】
【表２】
2017164346.tif 000011
【０１３６】
【表３】
2017164346.tif 000012
【０１３７】
【表４】
2017164346.tif 000013
【０１３８】
次いで、冷延鋼板の焼鈍を行った（焼鈍工程）。焼鈍のＡＣ１〜（ＡＣ１＋２５）℃の範囲における平均加熱速度、最高加熱温度Ｔｍａｘ、最高加熱温度Ｔｍａｘから（Ｔｍａｘ−１０）の範囲における滞留時間を表５および表６に示す。上記滞留時間での滞留後の６５０℃までの第１冷却の平均冷却速度（第１冷却速度）および第２冷却の６５０℃〜５００℃の範囲での平均冷却速度（第２冷却速度）も表５および表６に示す。表５および表６に、ＡＣ１点、ＡＣ３点、Ｔｍａｘ−ＡＣ１点、パラメータＱ１も併せて示す。表５および表６中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。【０１３９】
【表５】
2017164346.tif 000014
【０１４０】
【表６】
2017164346.tif 000015
【０１４１】
第２冷却は第２冷却停止温度で停止し、ベイナイト変態処理を行った（ベイナイト変態工程）。第２冷却停止温度並びにベイナイト変態処理の平均処理温度ＴＢ、処理時間ｔＢ、パラメータＱ２を表７および表８に示す。平均処理温度ＴＢは、以下に示す式を用いて算出される。
ＴＢ＝Σ（Ｔｉ）／１０＝（Ｔ１＋Ｔ２＋Ｔ３＋・・・＋Ｔ１０）／１０
（式中、Ｔｉはベイナイト変態工程の処理時間を１０等分に区切ったｉ番目の範囲における平均温度［℃］を示す。）【０１４２】
第２冷却停止温度が表７および表８に示すＭｓ＊〜Ｍｆ＊＋５０［℃］の範囲である実験例については、第２冷却停止温度で冷却を停止した後に３４０〜５００℃の温度まで再加熱してから、ベイナイト変態処理を行った。表７および表８中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。【０１４３】
【表７】
2017164346.tif 000016
【０１４４】
【表８】
2017164346.tif 000017
【０１４５】
ベイナイト変態処理の後、マルテンサイト変態処理を行った（マルテンサイト変態工程）。マルテンサイト変態工程における第３冷却の３４０℃〜Ｍｓ点の範囲における平均冷却速度（第３冷却速度）及び停止温度（第３冷却停止温度）を表９および表１０に示す。一部の冷延鋼板には、マルテンサイト変態工程後に、表９および表１０に示す圧延率で第２の冷間圧延を行った（第２冷間圧延工程）。表９および表１０に、Ｍｓ点、Ｍｆ点も併せて示す。表９および表１０中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。【０１４６】
【表９】
2017164346.tif 000018
【０１４７】
【表１０】
2017164346.tif 000019
【０１４８】
このようにして、種々の焼戻処理用鋼板を作製した。そして、実験例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０１の焼戻処理用鋼板について、上述した高強度鋼板の各組織の体積分率を測定する方法と同様の方法により「フェライト（α）」、「ベイナイト（Ｂ）」、「焼戻マルテンサイト（ｔＭ）」、「残留オーステナイト（残留γ）」、「フレッシュマルテンサイト（ｆＭ）」、「パーライトとセメンタイトの合計（Ｐ＋Ｃ）」の各組織の体積分率を調べた。また、実験例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０１の焼戻処理用鋼板ついて、上述した方法により、残留オーステナイト中の固溶炭素量を調べた。この結果を表１１および表１２に示す。表１１および表１２中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。【０１４９】
【表１１】
2017164346.tif 000020
【０１５０】
【表１２】
2017164346.tif 000021
【０１５１】
マルテンサイト変態工程の後、焼戻処理を行った（焼戻工程）。焼戻工程における焼戻温度Ｔｔｅｍ、処理時間ｔｔｅｍ、及び２００℃から焼戻温度Ｔｔｅｍまでの平均加熱速度を表１３および表１４に示す。表１３および表１４に、パラメータＱ３〜Ｑ５も併せて示す。表１３および表１４中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。【０１５２】
【表１３】
2017164346.tif 000022
【０１５３】
【表１４】
2017164346.tif 000023
【０１５４】
実験例Ｎｏ．１３，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２５，Ｎｏ．２８，Ｎｏ．３４，Ｎｏ．３７，Ｎｏ．４１，Ｎｏ．４３，Ｎｏ．４９，Ｎｏ．５０，Ｎｏ．６０，Ｎｏ．６１，Ｎｏ．６７，Ｎｏ．７０，Ｎｏ．７３，Ｎｏ．７７，Ｎｏ．８１およびＮｏ．８３では、表１５に示す段階（めっき処理のタイミング）で鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行った。溶融亜鉛めっき処理の鋼板侵入温度、めっき浴温度およびめっき浴の有効Ａｌ量を表１５に示す。実施例Ｎｏ．１３，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２８，Ｎｏ．３４，Ｎｏ．４１，Ｎｏ．５０，Ｎｏ．６０，Ｎｏ．６１，Ｎｏ．７０，Ｎｏ．７３およびＮｏ．８３では、表１５に示す段階（合金化処理のタイミング）で合金化処理を行った。合金化処理の温度および保持時間を表１５に示す。表１５の「表面」の欄中の「ＧＩ」は表面に溶融亜鉛めっき層を形成したことを意味し、「ＧＡ」は表面に合金化亜鉛めっき層を形成したことを意味する。【０１５５】
【表１５】
2017164346.tif 000024
【０１５６】
実験例Ｎｏ．２では、焼戻処理後の段階（めっき処理のタイミング）で鋼板に、以下に示す電気亜鉛めっき処理を行った。実施例Ｎｏ．６５では、焼戻処理後の段階（めっき処理のタイミング）で鋼板に、以下に示す電気亜鉛めっき処理を行い、さらに、焼戻処理後の段階（合金化処理のタイミング）で、合金化処理を行った。【０１５７】
実験例Ｎｏ．２および実験例Ｎｏ．６５における電気亜鉛めっき処理は、鋼板を酸洗してから電気亜鉛めっき浴中に浸漬し、通電する方法により行った。酸洗は、常温の１０％硫酸中に浸漬し、水素の泡が目視で認められるまで行った。電気亜鉛めっきは、Ｈ２ＳＯ４を１．５ｇ／Ｌ、ＺｎＳＯ４を１９４ｇ／Ｌ、ＮａＳＯ４を４５ｇ／Ｌ含み、ｐＨが１．５〜２．０で液温が５０℃である電気めっき浴中で行い、電流密度を２５Ａ／（ｄｍ）２とした。【０１５８】
実験例Ｎｏ．３〜Ｎｏ．３５およびＮｏ．６０〜Ｎｏ．８０では、焼戻処理の後、最大圧下率が１．００％の冷間圧延を施した。【０１５９】
実験例Ｎｏ．２２およびＮｏ．８３では、焼戻処理の後、脱脂剤を塗布し、水スプレーにより洗浄した。その後、界面活性剤、日本パーカライジング社製化成処理液ＰＢ−ＳＸ３５の順に浸漬し、水スプレーにより再度洗浄し、熱風オーブンで乾燥する方法により、表面にリン酸化物およびリンを含む複合酸化物からなる皮膜を形成した。【０１６０】
このようにして得られた実験例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０１の高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板のうち試験中止にならなかった実験例について、上述した方法により「フェライト（α）」、「ベイナイト（Ｂ）」、「焼戻マルテンサイト（ｔＭ）」、「残留オーステナイト（残留γ）」、「フレッシュマルテンサイト（ｆＭ）」、「パーライトとセメンタイトの合計（Ｐ＋Ｃ）」の各組織の体積分率を調べた。この結果を表１６および表１７に示す。表１６および表１７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。【０１６１】
【表１６】
2017164346.tif 000025
【０１６２】
【表１７】
2017164346.tif 000026
【０１６３】
また、実験例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０１の高強度鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板のうち試験中止にならなかった実験例について、上述した方法により、残留オーステナイト中の固溶炭素量を調べた。更に、試験中止にならなかった実験例について、上述した方法により、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうちで、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合（界面の割合）を調べた。試験中止にならなかった実験例について、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の密度を調べた。これらの結果を表１８および表１９に示す。表１８および表１９中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。【０１６４】
【表１８】
2017164346.tif 000027
【０１６５】
【表１９】
2017164346.tif 000028
【０１６６】
実験例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０１のうち溶融亜鉛めっき層を形成した高強度亜鉛めっき鋼板について、上述した方法により、めっき層中のＦｅ含有量及びＡｌ含有量を調べる。その結果を表１８および表１９に示す。また、焼戻工程の前に溶融亜鉛めっき層を形成した焼戻処理用亜鉛めっき鋼板について、高強度亜鉛めっき鋼板と同様にして、めっき層中のＦｅ含有量及びＡｌ含有量を調べた。その結果を表２０および表２１に示す。表１８〜表２１において「ＧＩ」は表面に溶融亜鉛めっき層を形成したことを意味し、「ＧＡ」は表面に合金化亜鉛めっき層を形成したことを意味し、「ＥＧ」は表面に電気亜鉛めっき層を形成したことを意味し、「ＣＲ」は表面にめっき層を形成していないことを意味する。【０１６７】
【表２０】
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【０１６８】
【表２１】
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【０１６９】
以下に示す方法により、実験例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０１の高強度鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板について、降伏強度ＹＳ、引張最大強度ＴＳ、穴広げ性λ、延性Ｅｌ、シャルピー衝撃特性を調べた。その結果を表２２〜表２５に示す。表２２〜表２５中の下線は、その数値が所望の特性の範囲から外れていることを示す。【０１７０】
引張試験では、鋼板からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に記載の方法で行い、降伏強度ＹＳ、引張最大強度ＴＳおよび全伸びＥｌを求めた。穴広げ試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５６に記載の方法で行った。延性（全伸び）Ｅｌおよび穴広げ性λは、引張最大強度ＴＳに伴って変化するが、下記（式１１）および（式１２）を満たす場合に強度、延性および穴広げ性を良好とする。【０１７１】
ＴＳ×Ｅｌ≧１．５×１０４・・・（式１１）
（ＹＳ×ＴＳ）０．７５×Ｅｌ×λ０．５≧２．０×１０６・・・（式１２）【０１７２】
シャルピー衝撃特性は、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）にＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定の衝撃試験片と同じサイズの板を採取し、３枚重ねてボルトで締結した後、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定の方法で２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ２０）および−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を測定した。下記（式１３）を満たし、かつ、ｖＥ２０およびｖＥ−２０の両方が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる場合、耐衝撃特性を良好とする。【０１７３】
（ｖＥ−２０）／（ｖＥ２０）≧０．６５        ・・・（式１３）
なお、（式１３）の左辺の値が１．０に近いほど耐衝撃特性は良好であり、（式１３）の値が０．７５以上であることが好ましい。【０１７４】
【表２２】
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【０１７５】
【表２３】
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【０１７６】
【表２４】
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【０１７７】
【表２５】
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【０１７８】
実験例Ｎｏ．９１は、Ｃの含有量が少なく、残留オーステナイトが得られなかったため、成形性が劣化した例である。
実験例Ｎｏ．９２は、Ｃを過剰に含有するため、残留オーステナイトの分率が過剰となり、衝撃特性が劣化している。【０１７９】
実験例Ｎｏ．９３は、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌの含有量が少なく、パラメータＱ０が過小であったため、残留オーステナイトが得られず、特性が劣化する例である。
実験例Ｎｏ．９４は、Ｓｉを過剰に含む例であり、スラブの特性が劣化し、鋳造工程においてスラブが破断したため、試験を中止した。【０１８０】
実験例Ｎｏ．９５は、Ｍｎの含有量が少なく、焼入れ性が不足してパーライトが生成したため、残留オーステナイトが得られず、特性が劣化する例である。
実験例Ｎｏ．９６は、Ｍｎを過剰に含む例であり、スラブの特性が劣化し、スラブが熱延工程での加熱中に破断したため、試験を中止した。【０１８１】
実験例Ｎｏ．９７は、Ｐを過剰に含む例であり、スラブの特性が劣化し、スラブを鋳造工程から熱延工程へ運搬中に破断したため、試験を中止した。
実験例Ｎｏ．９８は、Ｓを過剰に含む例であり、鋼中に粗大な硫化物が多量に発生するため、鋼板の成形性および耐衝撃特性が大きく劣化する。【０１８２】
実験例Ｎｏ．９９は、Ａｌを過剰に含む例であり、スラブの特性が劣化し、鋳造工程においてスラブが破断したため、試験を中止した。
実験例Ｎｏ．１００は、Ｎを過剰に含む例であり、鋼中に粗大な窒化物が多量に発生するため、鋼板の成形性および耐衝撃特性が大きく劣化する。
実験例Ｎｏ．１０１は、Ｏを過剰に含む例であり、鋼中に粗大な酸化物が多量に発生するため、鋼板の成形性および耐衝撃特性が大きく劣化する。【０１８３】
実験例Ｎｏ．８４は、熱延工程におけるスラブの加熱温度が低く、熱延鋼板の成形性が著しく損なわれ、冷間圧延工程において鋼板が破断したため、試験を中止した。
実験例Ｎｏ．５４は、熱延工程における圧延完了温度が低く、熱延鋼板の形状が著しく損なわれたため、試験を中止した。【０１８４】
実験例Ｎｏ．７５は、熱延工程における８５０℃から７００℃の範囲での平均冷却速度が低く、硬質組織の偏在が強まり、残留オーステナイトの焼戻マルテンサイトとなす界面の割合が高まり衝撃特性が劣化する例である。
実験例Ｎｏ．５７は、熱延工程におけるコイルの冷却速度が低く、硬質組織の偏在が強まり、残留オーステナイトの焼戻マルテンサイトとなす界面の割合が高まり、衝撃特性が劣化する例である。
実験例Ｎｏ．１０３およびＮｏ．１０５は、熱延工程におけるコイルの冷却速度が高く、硬質組織の偏在が強まり、残留オーステナイトの焼戻マルテンサイトとなす界面の割合が高まり、衝撃特性が劣化する例である。
実験例Ｎｏ．１０６は、熱延工程における巻取温度ＴＣが高く、Ｍｎ偏在が強まり、残留オーステナイトの焼戻マルテンサイトとなす界面の割合が高まり、衝撃特性が劣化する例である。【０１８５】
実験例Ｎｏ．４２は、焼鈍工程におけるＡＣ１点〜（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度が低く、硬質組織の偏在が強まり、残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトの界面の割合が高まり、かつ、残留オーステナイト粒が粗大化するため、衝撃特性が劣化する例である。
実験例Ｎｏ．８７は、焼鈍工程における最高加熱温度Ｔｍａｘが低く、粗大な炭化物が多量に溶け残ったため、パーライトとセメンタイトの合計の割合が高くなり、成形性が劣化する例である。【０１８６】
実験例Ｎｏ．２１およびＮｏ．６９は、焼鈍工程における最高加熱温度Ｔｍａｘおよび滞留時間ｔｍａｘに関するパラメータＱ１が過大であり、硬質組織の偏在が強まり、残留オーステナイトの焼戻マルテンサイトとなす界面の割合が高まり、衝撃特性が劣化する例である。
実験例Ｎｏ．７８は、焼鈍工程の（最高加熱温度−１０℃）から６５０℃の範囲における平均冷却速度（第１冷却速度）が低く、冷却中に軟質なパーライトが多量に生成し、鋼板の強度と成形性のバランスが劣化する例である。【０１８７】
実験例Ｎｏ．３６は、焼鈍工程の６５０℃から５００℃の範囲における平均冷却速度（第２冷却速度）が低く、冷却中に軟質なパーライトが多量に生成し、鋼板の強度と成形性のバランスが劣化する例である。【０１８８】
実験例Ｎｏ．１２は、ベイナイト変態工程の平均処理温度Ｔｉと処理時間ＴＢに関するパラメータＱ２が過小であり、ベイナイト変態が十分に進まなかった例であり、焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、成形性が劣化する例である。
実験例Ｎｏ．４５は、ベイナイト変態工程の平均処理温度Ｔｉと処理時間ＴＢに関するパラメータＱ２が過大であり、ベイナイト変態が過度に進行した例であり、焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、強度と成形性のバランスが劣化する。【０１８９】
実験例Ｎｏ．２７は、ベイナイト変態工程からマルテンサイト変態工程への平均冷却速度、すなわち第３冷却速度が低く、下部ベイナイトが多量に生成し、焼戻マルテンサイトが得られず、フレッシュマルテンサイトが多く、成形性が劣化する例である。
実験例Ｎｏ．６は、マルテンサイト変態工程における冷却停止温度がＭｆ点を下回った例であり、残留オーステナイトが得られず、成形性が劣化する。【０１９０】
実験例Ｎｏ．２４は、マルテンサイト変態工程における冷却停止温度がＭｓ点を上回った例であり、焼戻マルテンサイトが得られず、焼戻処理後にオーステナイトの一部がフレッシュマルテンサイトへ変態したため、強度と成形性のバランスおよび耐衝撃特性が劣化する例である。【０１９１】
実験例Ｎｏ．５３は、マルテンサイト変態工程と焼戻処理工程の間で過度の冷間圧延を施した例であり、マルテンサイト変態工程で形成された残留オーステナイトが圧延によって変態し、焼戻処理後には残留オーステナイトが消失し、強度と成形性のバランスが劣化する例である。
実験例Ｎｏ．１５は、焼戻処理工程における焼戻温度Ｔｔｅｍが２００℃を下回り、マルテンサイトが十分に焼戻されず、フレッシュマルテンサイトが多量に残存したため、強度と成形性のバランスおよび耐衝撃特性が劣化する例である。【０１９２】
実験例Ｎｏ．１８は、焼戻処理工程における焼戻温度Ｔｔｅｍおよび処理時間ｔｔｅｍに関するパラメータＱ３が過小であり、マルテンサイトが十分に焼戻されず、フレッシュマルテンサイトが多量に残存したため、強度と成形性のバランスおよび耐衝撃特性が劣化する例である。
実験例Ｎｏ．４８は、焼戻処理工程における焼戻温度Ｔｔｅｍおよび処理時間ｔｔｅｍに関するパラメータＱ４が過大であり、残留オーステナイトの固溶Ｃ量が過度に高まり、強度と成形性のバランスが劣化する例である。
実験例Ｎｏ．３３およびＮｏ．６６は、焼戻処理工程における焼戻温度Ｔｔｅｍおよび処理時間ｔｔｅｍに関するパラメータＱ５が過大であり、多量のパーライトが生成し、強度と成形性のバランスが劣化する例である。【０１９３】
実験例Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１８，Ｎｏ．３３，Ｎｏ．４８およびＮｏ．６６は、いずれも所望の焼戻処理用鋼板が得られたが、その後の焼戻処理が不適切であり、ミクロ組織が適正に制御されず、焼戻後の特性が劣位となる例である。【０１９４】
実験例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５，Ｎｏ．７〜Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１３，Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２０，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２３，Ｎｏ．２５，Ｎｏ．２６，Ｎｏ．２８〜Ｎｏ．３２，Ｎｏ．３４、Ｎｏ．３５，Ｎｏ．３７〜Ｎｏ．４１，Ｎｏ．４３、Ｎｏ．４４，Ｎｏ．４６，Ｎｏ．４７，Ｎｏ．４９〜Ｎｏ．５２，Ｎｏ．５５，Ｎｏ．５６，Ｎｏ．５８〜Ｎｏ．６２，Ｎｏ．６４，Ｎｏ．６５、Ｎｏ．６７、Ｎｏ．６８，Ｎｏ．７０〜Ｎｏ．７４，Ｎｏ．７６，Ｎｏ．７７、Ｎｏ．７９〜Ｎｏ．８３、Ｎｏ．８５，Ｎｏ．８６，Ｎｏ．８８〜Ｎｏ．９０，Ｎｏ．１０２，Ｎｏ．１０４は、本発明に則り、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度鋼板が得られる例である。【０１９５】
実験例Ｎｏ．２９は、熱延工程と冷延工程の間で軟質化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度鋼板が得られる例である。
実験例Ｎｏ．３は、熱延工程と冷延工程の間で軟質化処理を施し、かつ、マルテンサイト変態工程と焼戻工程の間で冷間圧延を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度鋼板が得られる例である。【０１９６】
実験例Ｎｏ．４６およびＮｏ．５２は、ベイナイト変態工程前の冷却停止温度、すなわち第２冷却停止温度をＭｓ＊点以下かつＭｆ＊点以上の範囲に設定し、第２冷却停止温度で冷却を停止し、３４０〜５００℃の温度まで再加熱してから、ベイナイト変態処理を行い、ベイナイト変態前にミクロ組織の一部をマルテンサイトに変態させる例である。実験例４６Ｎｏ．およびＮｏ．５２は、特に耐衝撃特性に優れた高強度鋼板が得られる例である。【０１９７】
実験例Ｎｏ．４，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．３０およびＮｏ．７９は、マルテンサイト変態工程と焼戻工程の間で冷間圧延を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度鋼板が得られる例である。
実験例Ｎｏ．２は、マルテンサイト変態工程と焼戻工程の間で冷間圧延を施し、かつ、焼戻処理後に電気めっきを施すことで、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。【０１９８】
実験例Ｎｏ．２５，Ｎｏ．４３，Ｎｏ．４９，Ｎｏ．６７は、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
実験例Ｎｏ．７７およびＮｏ．８１は、ベイナイト変態工程とマルテンサイト変態処理工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。【０１９９】
実験例Ｎｏ．３７は、焼戻処理工程において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
実験例Ｎｏ．５０は、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、直後に合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。【０２００】
実験例Ｎｏ．２２およびＮｏ．８３は、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、直後に合金化処理を施し、焼戻処理後にめっき層上にリン酸化物およびリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。【０２０１】
実験例Ｎｏ．６０は、熱延工程と冷延工程の間に軟質化処理を施し、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、直後に合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
実験例Ｎｏ．３４，Ｎｏ．４１およびＮｏ．７３は、ベイナイト変態工程とマルテンサイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、直後に合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。【０２０２】
実験例Ｎｏ．１３は、焼戻処理工程において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
実験例Ｎｏ．７０は、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、ベイナイト変態工程とマルテンサイト変態処理工程の間において合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。【０２０３】
実験例Ｎｏ．６１は、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、ベイナイト変態工程前の冷却停止温度、すなわち第２冷却停止温度をＭｓ＊点以下かつＭｆ＊点以上の範囲に設定し、ベイナイト変態工程とマルテンサイト変態処理工程の間において合金化処理を施し、特に耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。【０２０４】
実験例Ｎｏ．２８は、ベイナイト変態工程とマルテンサイト変態処理工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、焼戻処理工程において合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
実験例Ｎｏ．６５は、マルテンサイト変態処理工程と焼戻工程の間において鋼板に電気めっき処理を施し、焼戻処理工程において合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
【産業上の利用可能性】
【０２０５】
本発明は、例えば、自動車鋼板等の高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板に関連する産業に利用することができる。
【国際調査報告】
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