(57)【要約】  この高強度鋼板は、所定の化学組成を有し、金属組織が、面積％で、マルテンサイト：７０．０〜９５．０％、残留オーステナイト：５．０〜３０．０％、残部：０〜１０．０％であり、かつ、残留オーステナイトの平均粒径：０．２〜２．０μｍであり、前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度［Ｍｎ］γが７．０≦［Ｍｎ］γ≦２０．０  （ｉ）式を満足し、前記Ｃ含有量［Ｃ］と前記マルテンサイト中の平均Ｃ濃度［Ｃ］Ｍ：とが０．６≦［Ｃ］Ｍ／［Ｃ］  （ｉｉ）式を満足する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．４５％、
Ｓｉ：０．０５〜３．０％、
Ｍｎ：３．５〜１０．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜２．０％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０〜０．２０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｖ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０％以上１．０％未満、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．０２０％、
Ｍｇ：０〜０．０２０％、
ＲＥＭ：０〜０．０２０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｂｉ：０〜０．０２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、面積％で、
マルテンサイト：７０．０〜９５．０％、
残留オーステナイト：５．０〜３０．０％、
残部：０〜１０．０％であり、かつ、
残留オーステナイトの平均粒径：０．２〜２．０μｍであり、
前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が下記（ｉ）式を満足し、前記Ｃ含有量と前記マルテンサイト中の平均Ｃ濃度とが（ｉｉ）式を満足する、
高強度鋼板。
７．０≦［Ｍｎ］γ≦２０．０    ・・・（ｉ）
０．６≦［Ｃ］Ｍ／［Ｃ］    ・・・（ｉｉ）
但し、上記式中の記号の意味は以下のとおりである。
［Ｍｎ］γ：前記残留オーステナイト中の前記平均Ｍｎ濃度（質量％）
［Ｃ］：鋼板中の前記Ｃ含有量（質量％）
［Ｃ］Ｍ：前記マルテンサイト中の前記平均Ｃ濃度（質量％）
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、および
Ｖ：０．００５〜０．５０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５％以上、１．０％未満、
Ｍｏ：０．０２〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、および
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２０％、および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載の高強度鋼板。
【請求項５】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
を含有する、
請求項１から請求項４までのいずれか一項に記載の高強度鋼板。
【請求項６】
前記化学組成が、質量％で、
Ｂｉ：０．０００５〜０．０２０％
を含有する、
請求項１から請求項５までのいずれか一項に記載の高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１から請求項６までのいずれか一項に記載の化学組成を有するスラブに対して、熱間圧延工程、冷却工程、巻取り工程、一次焼鈍工程、任意の冷間圧延工程、および二次焼鈍工程を順に行う高強度鋼板の製造方法であって、
前記熱間圧延工程では、
最終圧延パスおよび前記最終圧延パスの１つ前の圧延パスにおける圧下率をそれぞれ１５〜６０％とし、
前記最終圧延パスの１つ前の前記圧延パスの圧延完了から前記最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間を、下記（ｖ）式を満足させ、
前記最終圧延パスの圧延完了温度をＡｒ３点〜１１００℃の温度域とし、
前記冷却工程では、前記熱間圧延工程後の熱延鋼板に対し、１〜１０秒の空冷を行った後に、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、
前記巻取り工程では、
５５０℃以下の温度域で巻取り、
前記一次焼鈍工程では、
前記熱延鋼板を、焼鈍温度が（Ａｃ１点−８０℃）〜（Ａｃ３点−５５℃）の温度域、かつ、保持時間が下記（ｖｉ）式を満足するように保持し、
前記二次焼鈍工程では、
前記熱延鋼板を、焼鈍温度が、（Ａｃ３点＋３０℃）以上、（Ａｃ３点＋２００℃）未満の温度域、かつ、保持時間が１５０秒未満となるように保持した後、Ａｃ３点〜５００℃の温度範囲での平均冷却速度が１５℃／秒以上となるように５００℃以下の温度まで冷却する、
高強度鋼板の製造方法。
０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ１＋２７３））≦ｔ１≦２．０    ・・・（ｖ）
２．３×１０−８×ｅｘｐ｛２３５００／（Ｔ２＋２７３）｝≦ｔ２≦４．０×１０５    ・・・（ｖｉ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ｔ１：前記最終圧延パスの１つ前の圧延完了から前記最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）
Ｔ１：前記最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃）
ｔ２：前記一次焼鈍の前記焼鈍温度での前記保持時間（秒）
Ｔ２：前記一次焼鈍の前記焼鈍温度（℃）
【請求項８】
前記冷間圧延工程において、総圧下率を３０％以上８０％未満とする、
請求項７に記載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、高強度鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２０１８年０６月２９日に、日本に出願された特願２０１８−１２４９７４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保護の観点から、多くの分野において炭酸ガス排出量削減に関する取り組みが始まっている。自動車メーカーにおいても、低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかしながら、乗員の安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるので、車体軽量化は容易ではない。【０００３】
そこで、車体軽量化と耐衝突特性向上とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれている。
近年、構造用部材または補強用部材などの自動車用部品に使用される鋼板には、１１８０ＭＰａ以上の高い引張強さで優れた成形性を兼備していることが望まれている。さらに、車体軽量化のために高強度鋼板を用いて薄肉化した部材の剛性確保のため、および乗員の安全性確保の観点から衝突エネルギー吸収特性を向上させるために、高い引張強さに加えて、高い降伏応力を有することが求められている。【０００４】
一般的に、金属組織に残留オーステナイトを含む鋼板は、加工中に残留オーステナイトがマルテンサイト変態することで生じる変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）の効果により大きな伸びを示す。そのため、高強度鋼板において優れた成形性を兼備させるには、残留オーステナイトを利用することが有効である。【０００５】
従来、このような残留オーステナイトを活用して、強度、伸びを高めるいくつかの技術が提案されている。【０００６】
例えば、特許文献１には、残留オ−ステナイトの占積率が５％〜５０％であり、かつ残留オ−ステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下である、引張強さ×全伸びが２００００ＭＰａ・％以上の、耐衝突安全性および成形性に優れた自動車用高強度鋼板が開示されている。【０００７】
特許文献２には、結晶粒内に第２相組織として、平均粒径が５００ｎｍ以下の残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトを、全組織に対する占積率で３〜２０％含有させた伸び、および伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が開示されている。【０００８】
さらに、近年、Ｍｎの含有量が３〜１０質量％程度であり、多量の残留オーステナイトを含有する中Ｍｎ鋼が、強度と延性とのバランスに優れる材料として注目されている。【０００９】
例えば、特許文献３には、質量％でＣ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、面積率で、３０．０％以上のフェライトを有し、前記フェライト中のＭｎ量（質量％）を鋼板中のＭｎ量（質量％）で除した値が０．８０以下であり、体積率で、１０．０％以上の残留オーステナイトを有し、前記残留オーステナイト中のＭｎ量が６．０質量％以上であり、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板が開示されている。【００１０】
また、特許文献４には、ｍａｓｓ％でＣ：０．０９０％以上０．３０％未満、Ｍｎ：３．５％以上１１．０％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で８０％以上のマルテンサイト相と、体積率で３．０〜２０．０％の残留オーステナイト相とからなる組織とを有し、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上でかつ均一伸びｕＥｌ：６．０％以上の引張特性を有することを特徴とする高強度ホットプレス部材が開示されている。【００１１】
しかしながら、特許文献１に記載される鋼板は、残留オーステナイトの微細化により延性が向上するとされているものの、加工硬化指数を高めて耐衝突安全性を改善するために、主相を軟質なフェライト相とする必要があり、高い引張強さを得ることが困難である。【００１２】
また、特許文献２に記載される鋼板は、焼戻マルテンサイトまたはベイナイトの結晶粒内にサブミクロンサイズの微細な残留オーステナイトを分散させることで優れた強度−延性バランスが得られている。しかしながら、特許文献２の技術では、オーステナイト安定化元素としてＣｕおよびＮｉ等の高価な元素を多量に含有させ、さらに高温で長時間の溶体化処理を行う必要があり、製造コストの上昇および生産性の低下が著しい。【００１３】
さらに、特許文献３によれば、３．５％以上１０．０％以下のＭｎを含有する鋼をオーステナイトとフェライトの二相域で焼鈍することで、Ｍｎの濃化により残留オーステナイトが安定化し、９８０ＭＰａ以上の引張強さと２４０００ＭＰａ・％以上の強度−延性バランスを有する高強度鋼板が得られるとされている。しかしながら、特許文献３の鋼板では、良好な延性の確保のために軟質なフェライトを３０．０％以上含有する必要があるため、さらなる高強度化は困難である。【００１４】
特許文献４によれば、マルテンサイトを主相とし体積率で３．０〜２０．０％の残留オーステナイト相を含有することで、引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度でかつ均一伸びが６．０％以上という優れた強度と均一伸びのバランスが得られている。しかしながら、特許文献４では、部材の剛性確保と衝突エネルギー吸収特性の向上とに有効な降伏応力の向上については考慮されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】日本国特開平１１−６１３２６号公報
【特許文献２】日本国特開２００５−１７９７０３号公報
【特許文献３】日本国特開２０１３−７６１６２号公報
【特許文献４】国際公開第２０１６／０６３４６７号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明は、上述した課題を解決するためになされたものであり、引張強さと降伏応力とがともに高く、かつ優れた延性（伸び）を有する鋼板、およびその製造方法を提供することを目的とする。具体的には、１１８０ＭＰａ以上の引張強さ、８００ＭＰａ以上の降伏応力、および１８０００ＭＰａ・％以上の強度−延性バランスを有する高強度鋼板およびその製造方法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】
【００１７】
本発明は、下記の高強度鋼板およびその製造方法を要旨とする。【００１８】
（１）本発明の一態様に係る高強度鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜３．０％、Ｍｎ：３．５〜１０．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｖ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０％以上１．０％未満、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．０２０％、Ｍｇ：０〜０．０２０％、ＲＥＭ：０〜０．０２０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｂｉ：０〜０．０２０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、金属組織が、面積％で、マルテンサイト：７０．０〜９５．０％、残留オーステナイト：５．０〜３０．０％、残部：０〜１０．０％であり、かつ、残留オーステナイトの平均粒径：０．２〜２．０μｍであり、前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が下記（ｉ）式を満足し、前記Ｃ含有量と前記マルテンサイト中の平均Ｃ濃度とが（ｉｉ）式を満足する。
７．０≦［Ｍｎ］γ≦２０．０    ・・・（ｉ）
０．６≦［Ｃ］Ｍ／［Ｃ］    ・・・（ｉｉ）
但し、上記式中の記号の意味は以下のとおりである。
［Ｍｎ］γ：前記残留オーステナイト中の前記平均Ｍｎ濃度（質量％）
［Ｃ］：鋼板中の前記Ｃ含有量（質量％）
［Ｃ］Ｍ：前記マルテンサイト中の前記平均Ｃ濃度（質量％）
（２）上記（１）に記載の高強度鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、およびＶ：０．００５〜０．５０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％未満、Ｍｏ：０．０２〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、およびＢ：０．０００２〜０．００５０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２０％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０２０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有してもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の高強度鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００５〜０．０２０％を含有してもよい。
（７）本発明の別の態様に係る高強度鋼板の製造方法は、（１）から（６）までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブに対して、熱間圧延工程、冷却工程、巻取り工程、一次焼鈍工程、任意の冷間圧延工程、および二次焼鈍工程を順に行う高強度鋼板の製造方法であって、前記熱間圧延工程では、最終圧延パスおよび前記最終圧延パスの１つ前の圧延パスにおける圧下率をそれぞれ１５〜６０％とし、前記最終圧延パスの１つ前の前記圧延パスの圧延完了から前記最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間を、下記（ｖ）式を満足させ、前記最終圧延パスの圧延完了温度をＡｒ３点〜１１００℃の温度域とし、前記冷却工程では、前記熱間圧延工程後の熱延鋼板に対し、１〜１０秒の空冷を行った後に、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、前記巻取り工程では、５５０℃以下の温度域で巻取り、前記一次焼鈍工程では、前記熱延鋼板を、焼鈍温度が（Ａｃ１点−８０℃）〜（Ａｃ３点−５５℃）の温度域、かつ、保持時間が下記（ｖｉ）式を満足するように保持し、前記二次焼鈍工程では、前記熱延鋼板を、焼鈍温度が、（Ａｃ３点＋３０℃）以上、（Ａｃ３点＋２００℃）未満の温度域、かつ、保持時間が１５０秒未満となるように保持した後、Ａｃ３点〜５００℃の温度範囲での平均冷却速度が１５℃／秒以上となるように５００℃以下の温度まで冷却する。
０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ１＋２７３））≦ｔ１≦２．０    ・・・（ｖ）
２．３×１０−８×ｅｘｐ｛２３５００／（Ｔ２＋２７３）｝≦ｔ２≦４．０×１０５    ・・・（ｖｉ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ｔ１：前記最終圧延パスの１つ前の圧延完了から前記最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）
Ｔ１：前記最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃）
ｔ２：前記一次焼鈍の前記焼鈍温度での前記保持時間（秒）
Ｔ２：前記一次焼鈍の前記焼鈍温度（℃）
（８）上記（７）に記載の高強度鋼板の製造方法は、前記冷間圧延工程において、総圧下率を３０％以上８０％未満としてもよい。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の上記態様によれば、高い引張強さおよび降伏応力を有するとともに、優れた延性を有する鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】二次焼鈍保持中の金属組織を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
本発明者らは、Ｍｎの含有量が３〜１０質量％程度の中Ｍｎ鋼の鋼組織と機械特性との関係について鋭意研究を重ねた。その結果、以下の知見を得るに至った。
【００２２】
（ａ）中Ｍｎ鋼で残留オーステナイトを得るためには、フェライトおよびオーステナイトの二相域（Ａ１〜Ａ３の温度域）で長時間の熱処理が行われるのが一般的である。この場合、オーステナイト安定化元素であるＣおよびＭｎがオーステナイト中に濃化することで多量の残留オーステナイトが得られる。その結果、延性が向上する。一方で、固溶強化に優れたＣがオーステナイトの安定化に消費されるので、高強度化が困難となる。そのため、高い強度と優れた延性とを兼備させるには、Ｃにより固溶強化されたマルテンサイトを主体とし、Ｍｎ濃化により安定化された残留オーステナイトを含有する組織とすることが重要である。
【００２３】
（ｂ）マルテンサイトを主体とした鋼組織中に残留オーステナイトを含有させることで、高強度でありながらＴＲＩＰ効果により、延性向上が図られる。しかしながら、残留オーステナイトが粗大な場合は、加工誘起変態により生じたマルテンサイトによって粗大なボイドが形成されるので早期に局所変形が生じ、延性向上の効果が得られない。一方、残留オーステナイトが微細すぎると、周囲の結晶粒からの三次元的拘束により、変形に対する残留オーステナイトの安定性が過度に高まるので、高強度鋼板ではＴＲＩＰ効果が十分に発現される前に局所変形が生じて延性の向上が図れない場合がある。そのため、鋼組織中に含有させる残留オーステナイトの平均粒径を適切な範囲に制御することで、高強度であり、かつ優れた延性を有することが可能となる。
【００２４】
（ｃ）Ｃにより固溶強化されたマルテンサイトを主体とした鋼組織中にＭｎ濃化により安定化された残留オーステナイトを含有させる場合、残留オーステナイト中のＭｎ濃度は、延性および降伏応力に大きく影響する。残留オーステナイト中のＭｎ濃度が過度に低い場合、変形に対する残留オーステナイトの安定性が低く、弾性変形中または塑性変形初期にＴＲＩＰ効果が生じてしまうので、降伏応力が低下するとともに延性向上が図れない。一方、残留オーステナイト中のＭｎ濃度が過度に高い場合は、ＴＲＩＰ効果ではなく双晶誘起塑性（ＴＷＩＰ）の効果が顕著となり、降伏応力が低下してしまう。そのため、残留オーステナイト中のＭｎ濃度を適切な範囲に制御することで、引張強さと降伏応力とがともに高く、かつ優れた延性を有する鋼板を得ることが可能となる。
【００２５】
（ｄ）Ｃにより固溶強化されたマルテンサイトを主体とし、Ｍｎにより安定化された残留オーステナイトを含有する鋼組織を製造するためには、熱延鋼板に施す焼鈍工程を二回に分けることが有効である。具体的には、まず熱延鋼板に対して、フェライトとオーステナイト、もしくはフェライトとセメンタイトとの二相域またはフェライトとオーステナイトとセメンタイトとの三相域の温度で焼鈍を行って、オーステナイトまたはセメンタイトにＣおよびＭｎを分配させる。その後、オーステナイト単相域で焼鈍を行うことで、Ｍｎの拡散を抑制しつつ、Ｃのみを拡散させる。この焼鈍によって、Ｍｎ濃度の高いオーステナイト領域にＣを一部残存させ、Ｃを周囲に拡散させることができる。その結果、このような焼鈍及び焼鈍後の冷却によって、Ｍｎ濃度の高いオーステナイト領域は残留オーステナイト、Ｍｎ濃度の低いオーステナイト領域は、一定のＣ濃度を有するマルテンサイトになり、所望の金属組織が得られる。
【００２６】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板（本実施形態に係る鋼板）の各要件について詳しく説明する。
【００２７】
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、「〜」を用いて表される数値範囲は、特に断りの無い限り、「〜」の前後に記載される数値を下限値および上限値として含む範囲を意味する。すなわち、０．０８〜０．４５％とは、０．０８％以上、０．４５％以下であることを意味する。
【００２８】
Ｃ：０．０８〜０．４５％
Ｃは、マルテンサイト中に固溶することで、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。Ｃ含有量が０．０８％未満では固溶強化量が小さく、所望の鋼板強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０８％以上とする。Ｃ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．１２％以上であるのがより好ましい。
一方、０．４５％を超えてＣを含有させた場合、パーライトが優先的に生成してしまい、所望の鋼板強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．４５％以下とする。Ｃ含有量は０．４０％以下であるのが好ましい。
【００２９】
Ｓｉ：０．０５〜３．０％
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用と、脱酸により鋼を健全化する作用と、を有する。さらにＳｉは、セメンタイトの析出を遅延させ、残留オーステナイトの面積率を高める作用を有し、延性の向上に寄与する元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。
一方、Ｓｉ含有量が３．０％超になると、鋼板の表面性状、化成処理性および溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。Ｓｉ含有量は２．５％以下であるのが好ましく、２．０％以下であるのがより好ましい。
【００３０】
Ｍｎ：３．５〜１０．０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成を促進する作用と、オーステナイト中に固溶して残留オーステナイトを安定化する作用とを有する。Ｍｎ含有量が３．５％未満では、目的とするマルテンサイト量および残留オーステナイト量ならびに残留オーステナイト中のＭｎ濃度を確保することが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以上とする。Ｍｎ含有量は４．０％以上であるのが好ましく、４．５％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が１０．０％を超えると、生成する残留オーステナイト量が多量となり、所望のマルテンサイト量を確保することが困難になる。さらに、オーステナイト中のＭｎ濃度が過度に高まり、ＴＲＩＰ効果ではなくＴＷＩＰ効果が顕著となり、降伏応力が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１０．０％以下とする。Ｍｎ含有量は８．０％以下であるのが好ましい。
【００３１】
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、一般に不純物として含有される元素である。Ｐは偏析し易い元素であり、その含有量が０．１０％を超えると、粒界偏析に起因する成形性および靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。Ｐ含有量は０．０５０％以下であるのが好ましく、０．０３０％以下であるのがより好ましく、０．０２０％以下であるのがさらに好ましい。
一方、Ｐは、固溶強化により強度を高める効果を有する元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよい。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、上記の効果を得たい場合には、０．００１％以上とすることが好ましい。
【００３２】
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して鋼板の成形性を低下させる。Ｓ含有量が０．０３０％を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。Ｓ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましく、０．００１％以下であるのがさらに好ましい。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの上昇を抑制する観点からは０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００３３】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜２．０％
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。さらにＡｌは、セメンタイトの析出を遅延させ、残留オーステナイトの面積率を高める作用により、延性の向上に寄与する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）含有量が０．０１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０３％以上であるのが好ましい。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０％を超えると、Ａ３変態点が著しく上昇し、安定した熱間圧延が困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．５％以下であるのが好ましく、１．０％以下であるのがより好ましい。
【００３４】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼板の成形性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は０．００８０％以下であるのが好ましく、０．００７０％以下であるのがより好ましい。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、後述するようにＴｉ、ＮｂおよびＶの１種以上を含有させて鋼組織の微細化を図る場合を考慮すると、炭窒化物の析出を促進させるためにＮ含有量は、０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
【００３５】
本実施形態に係る鋼板には、上記の元素に加えてさらに、下記に示す量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、ＣｕおよびＢｉから選択される１種以上の元素を含有させても良い。これらの元素は必ずしも含有しなくてよいので、下限は０％である。
【００３６】
Ｔｉ：０〜０．２０％
Ｎｂ：０〜０．１０％
Ｖ：０〜０．５０％
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、鋼中に炭化物または窒化物として析出し、そのピン止め効果によって鋼組織を微細化する作用を有する。したがって、これらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００２％以上、およびＶ：０．００５％以上の少なくともいずれかを含有させることが好ましい。
一方、これらの元素を過剰に含有させても、上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、含有させる場合でも、Ｔｉ含有量は０．２０％以下、Ｎｂ含有量は０．１０％以下、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。
【００３７】
Ｃｒ：０％以上、１．０％未満
Ｍｏ：０〜０．５０％
Ｎｉ：０〜１．０％
Ｂ：０〜０．００５０％
Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、焼入性を高める作用を有する。また、Ｍｏは、鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。さらに、Ｎｉは、後述するようにＣｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。したがって、これらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。
上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上、Ｃｒ含有量を０．０５％以上、Ｍｏ含有量を０．０２％以上、及び／または、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
【００３８】
一方、Ｃｒ含有量が１．０％以上では、化成処理性の低下が著しくなる。したがって、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量は１．０％未満とする。
また、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．２０％以下である。
また、Ｎｉは高価な元素であるため、多量の含有はコスト的に不利となる。したがって、含有させる場合でも、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。
また、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると成形性の低下が著しくなる。したがって、含有させる場合でも、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。
【００３９】
Ｃａ：０〜０．０２０％
Ｍｇ：０〜０．０２０％
ＲＥＭ：０〜０．０２０％
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することにより、成形性を高める作用を有する。したがって、これらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。上記作用による効果をより確実に得るには、上記元素の少なくともいずれかを０．０００５％以上含有させることが好ましい。
一方、これらの元素の含有量が上記の上限値を超えると、鋼中の介在物が過剰となり、却って成形性が低下する場合がある。したがって、含有させる場合でも、Ｃａ含有量は０．０２０％以下、Ｍｇ含有量は０．０２０％以下、ＲＥＭ含有量は０．０２０％以下とする。それぞれの元素は、０．０１０％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましい。
【００４０】
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
【００４１】
Ｃｕ：０〜１．０％
Ｃｕは、低温で析出して強度を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。上記作用による効果をより確実に得るにはＣｕ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．５％未満であるのが好ましく、０．３％未満であるのがより好ましい。
【００４２】
Ｂｉ：０〜０．０２０％
Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより成形性を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｂｉ含有量が０．０２０％を超えると、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、含有させる場合でも、Ｂｉ含有量は０．０２０％以下とする。Ｂｉ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましい。
【００４３】
本実施形態に係る鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。
【００４４】
「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４５】
（Ｂ）鋼板の金属組織
本実施形態に係る鋼板の金属組織について、以下に説明する。以下の説明において組織の割合（面積率）についての「％」は、「面積％」を意味する。
【００４６】
マルテンサイト：７０．０〜９５．０％
マルテンサイトは硬質かつ均質な組織であり、高い引張強さを得るのに適した組織である。マルテンサイトの面積率が７０．０％未満の場合、所望の引張強さを得ることが困難となる。したがって、マルテンサイトの面積率は７０．０％以上とする。マルテンサイトの面積率は７５．０％以上であるのが好ましい。一方、マルテンサイトの面積率が９５．０％を超えると延性が著しく低下する。したがって、マルテンサイトの面積率は９５．０％以下とする。本実施形態に係る鋼板のマルテンサイトは、無拡散でせん断的機構により生成する、いわゆるフレッシュマルテンサイトの他に焼戻しマルテンサイトを含む総称である。
【００４７】
残留オーステナイト：５．０〜３０．０％
残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ効果により延性を高める作用を有する。残留オーステナイトの面積率が５．０％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、残留オーステナイトの面積率は５．０％以上とする。残留オーステナイト面積率は８．０％以上であるのが好ましく、１０．０％以上であるのがより好ましい。一方、残留オーステナイトの面積率が３０．０％超となると、相対的にマルテンサイトの量が減少し、所望の引張強さを得ることが困難となる。したがって、残留オーステナイトの面積率は３０．０％以下とする。
【００４８】
残留オーステナイトの定量方法には、Ｘ線回折、電子線後方散乱回折像（ＥＢＳＰ）解析、磁気測定による方法等があり、方法によって定量値が異なる場合がある。本実施形態に係る鋼板で規定する残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線回折による測定値である。
【００４９】
残部：０〜１０．０％
本実施形態に係る鋼板には、上述の組織以外に残部としてポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、セメンタイトおよびパーライト等が含まれる場合がある。マルテンサイトおよび残留オーステナイトを除く残部の組織の合計面積率が１０．０％を超えると、所望の強度または延性を得ることが困難となる。そのため、残部の面積率を１０．０％以下とする。残部の面積率は８．０％以下であるのが好ましく、６．０％以下であるのがより好ましい。残部の面積率は０％でもよい。
【００５０】
残留オーステナイトの平均粒径：０．２〜２．０μｍ
残留オーステナイトの平均粒径が２．０μｍを超えると、加工誘起変態により生じたマルテンサイトによって粗大なボイドが形成される。この場合、早期に局所変形が生じ、延性向上の効果が得られない。したがって、残留オーステナイトの平均粒径は２．０μｍ以下とする。残留オーステナイトの平均粒径は１．５μｍ以下であるのが好ましく、１．０μｍ以下であるのがより好ましい。
一方、残留オーステナイトの平均粒径が０．２μｍ未満では、周囲の結晶粒からの三次元的拘束により、変形に対する残留オーステナイトの安定性が過度に高まり、高強度鋼板ではＴＲＩＰ効果が十分に発現される前に局所変形が生じて延性の向上が図れない場合がある。したがって、残留オーステナイトの平均粒径は０．２μｍ以上とする。
【００５１】
金属組織の同定および面積率の算出は以下の方法で行う。まず、鋼板の圧延方向に垂直な断面を鏡面研磨後、レペラ腐食した試料を用い、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置の、板幅方向２００μｍ×圧延面法線方向５０μｍの領域を、光学顕微鏡で撮影し、市販の画像処理ソフトウェア「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ」を用いた二値化処理により残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出する。ここで、残留オーステナイトとマルテンサイトとは明部となる。輝度のヒストグラムを作成し、暗部側に現れるピークの輝度を超えて２５５までの範囲にある輝度の領域を残留オーステナイトとマルテンサイトとし、それ以外の領域と分離する二値化処理を施す。
【００５２】
次に、Ｃｏ線源を用いたＸ線回折測定により残留オーステナイトの面積率を算出する。面削加工および化学研磨で鋼板表面から板厚の１／４深さまで減厚した試料を用い、Ｘ線回折測定により、フェライトの（１１０）面、（２００）面、および（２１１）面、ならびに残留オーステナイトの（１１１）面、（２００）面、および（２２０）面の積分強度を求める。そして、強度平均法により残留オーステナイトの体積率を求め、その値を残留オーステナイトの面積率とする。上記で求めた残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率から、Ｘ線回折測定で求めた残留オーステナイト面積率を差し引いた値をマルテンサイト面積率とする。
【００５３】
そして、上記で求めたマルテンサイト、および残留オーステナイトの面積率の合計を、１００％から差し引いた値を残部組織の面積率とする。
【００５４】
また、残留オーステナイトの平均粒径は、ＥＢＳＰ解析および鋼板表面から板厚の１／４深さ位置から採取した薄膜試験片の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察から算出する。その際、ＴＥＭの観察倍率を５００００倍とし、オーステナイトの電子回折図形より結像した暗視野像より、１０粒のオーステナイト粒径を測定し、それらの平均値を残留オーステナイトの平均粒径とする。
【００５５】
本実施形態に係る鋼板では、上述のように化学組成及び金属組織を制御した上で、さらに、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度［Ｍｎ］γ及びマルテンサイト中のＣ濃度と鋼板中のＣ含有量との比［Ｃ］Ｍ／［Ｃ］を以下のように制御する必要がある。
【００５６】
７．０≦［Ｍｎ］γ≦２０．０    ・・・（ｉ）
但し、上記式中の記号の意味は以下のとおりである。
［Ｍｎ］γ：残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）
残留オーステナイト中のＭｎ濃度は延性と降伏応力とに大きく影響する。所望の降伏応力および延性を得るためには、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が、上記（ｉ）式を満足する必要がある。
【００５７】
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が７．０質量％未満の場合、変形に対する残留オーステナイトの安定性が低く、弾性変形中または塑性変形初期にＴＲＩＰ効果が生じてしまう。この場合、降伏応力が低下するとともに延性向上が図れない。一方、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が２０．０質量％を超える場合、ＴＲＩＰ効果ではなくＴＷＩＰ効果が顕著となり、降伏応力が低下してしまう。そのため、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度を、質量％で、７．０〜２０．０％とする。
【００５８】
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度は、電界放射型電子銃を備えた電子線マイクロアナライザー（ＦＥ−ＥＰＭＡ）を用いて、以下の方法で求める。上記Ｘ線回折測定に用いた試料、すなわち鋼板表面から板厚の１／４深さまで面削加工した試料の５０μｍ×５０μｍの領域について、０．１μｍの間隔でＦＥ−ＥＰＭＡにてＭｎ濃度のマッピング分析を行う。次に、同一領域の金属組織中の残留オーステナイトをＥＢＳＰ解析から同定する。同定された残留オーステナイトについて、１つの粒内の任意の１０点でのＭｎ濃度の測定値の平均を当該１つの粒におけるＭｎ濃度とする。そして、１０の粒でそれぞれ測定されたＭｎ濃度の平均値を算出し、その値を残留オーステナイトの平均Ｍｎ濃度とする。
【００５９】
０．６≦［Ｃ］Ｍ／［Ｃ］    ・・・（ｉｉ）
但し、上記式中の記号の意味は以下のとおりである。
［Ｃ］：鋼板中のＣ含有量（質量％）
［Ｃ］Ｍ：マルテンサイト中の平均Ｃ濃度（質量％）
マルテンサイト中のＣ濃度は引張強さに大きく影響する。所望の引張強さを得るためには、マルテンサイト中のＣ濃度が、鋼板中のＣ含有量との関係において、上記（ｉｉ）式を満足する必要がある。
【００６０】
鋼板中のＣ含有量に対するマルテンサイト中のＣ濃度の比が０．６未満の場合、Ｃによる固溶強化量が不足し、鋼板の引張強さが低下する。マルテンサイト中のＣ濃度が高いほど引張強さが上昇するため、上限は特に規定しない。
【００６１】
本実施形態に係る鋼板では、鋼板中のＣ含有量は高周波燃焼法で測定する。
また、マルテンサイト中の平均Ｃ濃度は、ビッカース硬度計を用いて、以下の方法で求める。まず、上述の方法で同定されたマルテンサイトのビッカース硬さを、１ｋｇｆの試験力で１０点測定し、その平均値を求める。そして、上記のマルテンサイトのビッカース硬さの平均値と下記（ｉｉｉ）式および（ｉｖ）式とに基づいて、マルテンサイト中の平均Ｃ濃度を算出する。
［Ｃ］Ｍ＝｛１５７３−（１５７３２−４０９６×Ａ）０．５｝／２０４８    ・・・（ｉｉｉ）
但し、上記（ｉｉｉ）式中のＡは、下記（ｉｖ）式により算出される値であり、（ｉｖ）式中の記号の意味は以下のとおりである。
Ａ＝ＨＶ−１４×［Ｍｎ］−２７×［Ｓｉ］−２００    ・・・（ｉｖ）
ＨＶ：マルテンサイトのビッカース硬さの平均値
［Ｍｎ］：鋼板中のＭｎ含有量（質量％）
［Ｓｉ］：鋼板中のＳｉ含有量（質量％）
【００６２】
（Ｃ）機械的特性
本実施形態に係る鋼板では、降伏応力が８００ＭＰａ以上であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、ＴＳ×ＥＬの値が１８０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。上記の値であれば、高い降伏応力および引張強さを有し、強度−延性バランスに優れるので、車体軽量化と耐衝突特性向上とを両立できる。
【００６３】
（Ｄ）めっき層
上述した化学組成および鋼組織を有する本発明に係る高強度鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を形成させて、表面処理鋼板としてもよい。めっき層は、電気めっき層であってもよく、溶融めっき層であってもよい。
【００６４】
電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。また、溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
【００６５】
（Ｅ）製造条件
本発明の一実施形態に係る高強度鋼板は、例えば以下に示す工程を含む製造方法によって得ることができる。
【００６６】
＜鋳造工程＞
上述した化学組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。
【００６７】
鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊または分塊圧延後の高温状態にある鋼片をそのまま、もしくは保温して、または補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。本実施形態では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として「スラブ」と総称する。
【００６８】
＜熱間圧延工程＞
スラブ加熱温度：１３５０℃以下
熱間圧延に供するスラブの加熱温度は、スケールロスを抑制する観点から１３５０℃以下とする。加熱温度は、１２８０℃以下とすることが好ましい。熱間圧延に供するスラブの加熱温度の下限は特に限定する必要はなく、後述するように熱間圧延をＡｒ３点以上で完了することが可能な温度であればよい。
【００６９】
圧延完了温度：Ａｒ３点〜１１００℃
熱間圧延は、圧延完了後にオーステナイトを変態させることにより熱延鋼板の金属組織を微細化するために、Ａｒ３点以上の温度域で完了させる。圧延完了温度（最終圧延パス完了後の温度）がＡｒ３点未満では、熱間圧延中にフェライト変態が生じ、熱延鋼板において、圧延方向に展伸した粗大な金属組織が形成される。これによって焼鈍後の金属組織で粗大な残留オーステナイトが生成し、延性が劣化し易くなる。このため、熱間圧延の完了温度はＡｒ３点以上とする。スラブを熱間圧延することにより熱延鋼板が得られる。
【００７０】
ここで、本実施形態において、Ａｒ３点は下記（Ｉ）式により算出する。
Ａｒ３＝６２２．２＋１４９．４×［Ｃ］−２４．２×［Ｓｉ］−１３．７×［Ｍｎ］  ・・・（Ｉ）
但し、式中の各［元素記号］は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【００７１】
一方、圧延完了温度が１１００℃を超えると熱延鋼板の金属組織が粗大となり、焼鈍後に残留オーステナイト中へのＭｎ濃化が不十分となり降伏比が低下してしまう。このため、熱間圧延の完了温度は１１００℃以下とする。熱間圧延の完了温度は、１０５０℃以下とすることが好ましい。
【００７２】
最終圧延パスおよび最終圧延パスの１つ前の圧延パスにおける圧下率：１５〜６０％
最終圧延パスと１つ前の圧延パスにおける圧下率は、それぞれ１５〜６０％とすることが好ましい。最終圧延パスと１つ前の圧延パスにおける圧下率をそれぞれ１５％以上とすることにより、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られ、その後の冷却によって等軸で微細なマルテンサイト組織が得られやすくなる。これによって焼鈍後に微細な残留オーステナイトを得ることが可能となる。
【００７３】
最終圧延パス及び／または最終圧延パスの１つ前の圧延パスでの圧下率が１５％未満では、オーステナイトの再結晶が不十分となり、焼鈍後に延性が劣化する場合がある。最終圧延パスと１つ前の圧延パスにおける圧下率は、それぞれ、２０％以上であるのが好ましく、２５％以上であるのがより好ましい。一方、鋼板の平坦性や導入した歪みの加工発熱による解放を抑制する観点から、最終圧延パス及び最終圧延パスの１つ前の圧延パスでの圧下率は、それぞれ６０％以下とする。最終圧延パスと１つ前の圧延パスにおける圧下率は、それぞれ５０％以下であるのが好ましい。
【００７４】
最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までの時間（パス間時間）：下記（ｖ）式を満足
０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ１＋２７３））≦ｔ１≦２．０    ・・・（ｖ）
ここで、各記号の意味は、以下のとおりである。
ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延完了から、最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）
Ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃）
【００７５】
上記（ｖ）式を満足することにより、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間において、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにオーステナイトの粒成長が抑制される。そのため、圧延中の再結晶オーステナイト粒の微細化が図られる。これにより、焼鈍後に引張強さと降伏応力とがともに高く、かつ優れた延性を有するのに好適な鋼組織を得ることが一層容易となる。
【００７６】
熱間圧延が粗圧延と仕上圧延とからなる場合には、仕上圧延を上記温度で完了するために、粗圧延と仕上圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱することにより、仕上圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、コイル内の製品特性の均一性が向上する。
【００７７】
粗圧延材の加熱方法は公知の手段を用いて行えばよい。例えば、粗圧延機と仕上圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における粗圧延材長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御してもよい。
【００７８】
また、熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いるのが好ましい。特に工業的生産性の観点から、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いた圧延とすることがより好ましい。
【００７９】
＜冷却工程＞
熱間圧延終了後、１〜１０秒の空冷を行った後に、１０℃／秒以上の平均冷却速度で巻取り温度まで冷却
熱延工程によって得られた熱延鋼板に対し、熱間圧延終了後、１〜１０秒の空冷を行う。これにより熱間圧延で加工されたオーステナイト粒の再結晶を促進するとともにオーステナイトの粒成長を抑制する。熱間圧延後の空冷時間が１秒未満ではオーステナイトの再結晶が不十分となり、圧延方向に展伸した粗大な金属組織が形成される。これにより、二次焼鈍後に粗大な残留オーステナイトが形成して鋼板の加工性が劣化する。一方、１０秒を超えて空冷した場合、熱延鋼板の金属組織が粗大となり、焼鈍後に残留オーステナイト中へのＭｎ濃化が不十分となり降伏比が低下する。
【００８０】
また、前記空冷後の巻取り温度までの平均冷却速度が１０℃／秒未満の場合、パーライトが生成し易く、巻取り中にフェライトとパーライトとの間でＭｎ分配が進行し、高強度かつ延性に好適な組織を得るのが困難となる。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、冷却速度が過度に大きいと板形状の制御が困難となる場合があるので３００℃／秒以下とすることが好ましい。
【００８１】
＜巻取り工程＞
巻取り温度：５５０℃以下
後述するように、熱間圧延後に行う焼鈍（一次焼鈍）によって、フェライト、オーステナイトおよびセメンタイトの間でＭｎの分配が促進される。そして、その後に行う焼鈍（二次焼鈍）によって、Ｃにより固溶強化されたマルテンサイトを主体とし、Ｍｎ濃化により安定化された残留オーステナイトを含有する鋼組織に制御することが可能となる。
【００８２】
その効果を得るには、熱間圧延後の巻取り温度は５５０℃以下とする。巻取り温度が５５０℃を超えるとパーライトが生成し易く、巻取り中にフェライトとパーライトとの間でＭｎ分配が進行し、高強度かつ延性に好適な組織を得るのが困難となる。巻取り温度は、４００℃未満とするのが好ましく、３００℃未満とするのがより好ましい。
【００８３】
＜一次焼鈍工程＞
上述した熱間圧延工程、冷却工程、巻取り工程を経た熱延鋼板に対して、フェライトとオーステナイトもしくはフェライトとセメンタイトとの二相域またはフェライトとオーステナイトとセメンタイトとの三相域の温度で焼鈍を行う。この焼鈍を「一次焼鈍」と呼ぶ。一次焼鈍に先立って酸洗等により熱延鋼板の脱スケールを行ってもよい。一次焼鈍によってフェライト、オーステナイトおよびセメンタイトとの間でＭｎの分配を促進することで、その後に行う二次焼鈍によって高強度かつ延性に好適な金属組織を得ることが容易となる。この一次焼鈍条件は以下の範囲を満足する条件で行う。
【００８４】
焼鈍温度：（Ａｃ１点−８０℃）〜（Ａｃ３点−５５℃）
焼鈍温度（一次焼鈍温度）は、（Ａｃ１点−８０℃）〜（Ａｃ３点−５５℃）とする。この範囲の温度で焼鈍することにより、オーステナイト中もしくはセメンタイト中またはその両方へ効果的にＭｎが濃化し、その後に行う二次焼鈍によって、残留オーステナイトの面積率および平均粒径、ならびに残留オーステナイト中のＭｎ濃度を所望の範囲に制御することが可能となる。
【００８５】
一次焼鈍温度が（Ａｃ１点−８０℃）未満では、二次焼鈍後に所望の残留オーステナイト量を確保することが困難となり、延性が劣化するおそれがある。一方、一次焼鈍温度が（Ａｃ３点−５５℃）を超えると、二次焼鈍後に粗大でＭｎ濃度の低い残留オーステナイトが生成し易く、所望の降伏応力および延性を得ることが困難となる。また、一次焼鈍温度がさらに高温となり、Ａｃ３以上になると、粗大な残留オーステナイトは生成しないが、残留オーステナイトへのＭｎ濃化が困難になる。
【００８６】
ここで、本発明において、Ａｃ１点およびＡｃ３点は、それぞれ下記（ＩＩ）式および（ＩＩＩ）式により算出するものとする。
Ａｃ１＝６３１．３＋２３５．４×［Ｃ］＋１０．５×［Ｓｉ］−９．４×［Ｍｎ］  ・・・（ＩＩ）
Ａｃ３＝７８１．７＋３．７×［Ｃ］０．５−７．２×［Ｓｉ］−９．７×［Ｍｎ］  ・・・（ＩＩＩ）
但し、式中の各［元素記号］は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【００８７】
一次焼鈍の焼鈍温度での保持時間：下記（ｖｉ）式を満足する
一次焼鈍の保持時間は、上述の一次焼鈍温度との関係において、下記（ｖｉ）式を満足することが好ましい。
２．３×１０−８×ｅｘｐ｛２３５００／（Ｔ２＋２７３）｝≦ｔ２≦４．０×１０５    ・・・（ｖｉ）
但し、上記（ｖｉ）式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ｔ２：一次焼鈍温度での保持時間（秒）
Ｔ２：一次焼鈍温度（℃）
【００８８】
Ｍｎの拡散速度は非常に遅いので、上述した一次焼鈍温度で所定時間保持することによって、フェライトからオーステナイトまたはセメンタイトへのＭｎ分配を促進する。この焼鈍鋼板に対して後述のように二次焼鈍することにより、残留オーステナイト中のＭｎ濃度を所望の範囲に制御することが可能となる。保持時間が（ｖｉ）式の左辺［２．３×１０−８×ｅｘｐ｛２３５００／（Ｔ２＋２７３）｝］で算出される値未満の場合、Ｍｎの分配が不十分となり、残留オーステナイト中のＭｎ濃度が低くなり、降伏強度が低下し、延性が劣化し易くなる。一方、長時間保持するとＭｎ濃度の比は平衡状態に近づくので、４．０×１０５秒を超える焼鈍を行っても効果は飽和し、熱処理コストが嵩むばかりである。
【００８９】
＜冷間圧延工程＞
冷圧率：３０％以上８０％未満
前記の一次焼鈍工程後の焼鈍鋼板に対して、常法に従い冷間圧延を施して冷延鋼板としてもよい。また、冷間圧延の前に酸洗等により焼鈍鋼板に脱スケールを行ってもよい。冷間圧延を行なう場合、二次焼鈍時の再結晶を促進して焼鈍後の金属組織を均一化し、延性を向上させるために、冷圧率（冷間圧延における総圧下率（累積圧下率））を３０％以上とすることが好ましい。冷圧率は４０％以上とすることがより好ましい。これにより二次焼鈍後の金属組織がさらに細粒化するとともに集合組織が改善され、延性が向上する。この観点からは、冷圧率は５０％を超える値とすることがさらに好ましく、６０％を超える値とすることが特に好ましい。一方、冷圧率が高すぎると、圧延荷重が増大して圧延が困難となる。そのため、冷圧率は８０％未満とすることが好ましく、７０％未満とすることがより好ましい。
なお、二次焼鈍後に冷間圧延を行なうと、Ｃで固溶強化されたマルテンサイトを含む鋼板に冷間圧延を行なうことになる。この場合、降伏点が現れやすくなる。降伏点が現れると、不均一変形が生じやすくなり、プレス成形後の表面凹凸が生じやすくなることがあるので、好ましくない。
【００９０】
＜二次焼鈍工程＞
上述した一次焼鈍工程後の熱延鋼板（焼鈍鋼板）または冷間圧延工程で得られた冷延鋼板をさらに焼鈍する。この焼鈍を「二次焼鈍」と呼ぶ。二次焼鈍を行うことによって、Ｃにより固溶強化されたマルテンサイトを主体とし、Ｍｎ濃化した残留オーステナイトを含有する金属組織を得ることが容易となる。この二次焼鈍条件は、以下の範囲を満足することが好ましい。
【００９１】
焼鈍温度：（Ａｃ３点＋３０℃）以上、（Ａｃ３点＋２００℃）未満
焼鈍温度（二次焼鈍温度）は、（Ａｃ３点＋３０℃）以上とする。これは、所望の体積率の残留オーステナイトを生成させるため、さらに、図１に示すように、一次焼鈍によって生成したセメンタイトおよび／または残留オーステナイト中に存在しているＣを鋼組織全体（特にＭｎ濃度の低いオーステナイト領域）に拡散させることで、主相がＣにより固溶強化されたマルテンサイトであって、第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を得るためである。しかしながら、二次焼鈍温度が高くなりすぎると、加熱中のオーステナイトが過度に粗大化することで冷却後の金属組織が粗大化するとともに、一次焼鈍で促進したＭｎ分配が拡散により低下し、延性が劣化し易くなる。このため、二次焼鈍温度は、（Ａｃ３点＋２００℃）未満とすることが好ましい。二次焼鈍温度は、（Ａｃ３点＋１５０℃）未満とすることがより好ましい。
【００９２】
二次焼鈍の焼鈍温度での保持時間：１５０秒未満
二次焼鈍温度での保持時間が長くなりすぎると、一次焼鈍で分配したＭｎの拡散が生じて、降伏応力が低下するとともに、延性が劣化し易くなる。このため、保持時間は、１５０秒間未満とする、１２０秒間未満とすることが好ましい。一次焼鈍で分配したＭｎの拡散を抑制する観点から、二次焼鈍温度での保持時間の下限は特に限定する必要はなく、０秒超であればよい。
【００９３】
二次焼鈍における加熱過程では、一次焼鈍で分配したＭｎの拡散を抑制するため、平均加熱速度を５℃／秒以上とすることが好ましく、２０℃／秒以上とすることがより好ましく、１００℃／秒以上とすることがさらに好ましい。
【００９４】
マルテンサイトを主相とする金属組織を得るために、二次焼鈍温度で均熱した後の冷却過程では、Ａｃ３点〜５００℃の温度範囲での平均冷却速度を１５℃／秒以上として５００℃以下の温度まで冷却する。Ａｃ３点〜５００℃の温度範囲での平均冷却速度が１５℃／秒未満の場合、フェライトが生成しやすく所望の引張強さを得ることが困難となる上、セメンタイトの析出によって、マルテンサイト中の平均Ｃ濃度［Ｃ］Ｍが低下し、［Ｃ］Ｍ／［Ｃ］が０．６未満になる。冷却速度が速いほどマルテンサイトの面積率が高まるので、上記の平均冷却速度は３０℃／秒を超える速度とするのが好ましく、５０℃／秒を超える速度とするのがより好ましい。
【００９５】
一方、Ａｃ３点〜５００℃の冷却速度が速すぎると、鋼板の形状が損なわれるので、Ａｃ３点〜５００℃の温度範囲における平均冷却速度は、２００℃／秒以下とすることが好ましく、１５０℃／秒未満とすることがより好ましく、１３０℃／秒未満とすることがさらに好ましい。また、冷却停止温度が５００℃を超えるとセメンタイトが生成して、所望の引張強さおよび延性を確保することが困難となる上、マルテンサイト中の平均Ｃ濃度［Ｃ］Ｍが低下し、［Ｃ］Ｍ／［Ｃ］が０．６未満になる。そのため、冷却停止温度は５００℃以下とする。
【００９６】
＜めっき工程＞
電気めっき鋼板を製造する場合には、上述した方法で製造された焼鈍鋼板に、必要に応じて表面の清浄化および調整のための周知の前処理を施した後、常法に従って電気めっきを行えばよく、めっき被膜の化学組成および付着量は限定されない。電気めっきの種類として、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。
【００９７】
溶融めっき鋼板を製造する場合には、上述した二次焼鈍の冷却過程において、４５０℃以下まで冷却した後、必要に応じて鋼板を加熱して、めっき浴に浸漬し溶融めっきを施す。また、溶融めっき後に再加熱して合金化処理を行ってもよい。めっき被膜の化学組成および付着量は限定されない。溶融めっきの種類としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。
【００９８】
めっき鋼板は、その耐食性をさらに高めるために、めっき後に適当な化成処理を施してもよい。化成処理は、従来のクロメート処理に代わって、ノンクロム型の化成処理液（例えば、シリケー卜系、リン酸塩系等）を用いて実施することが好ましい。
【００９９】
このようにして得られた焼鈍鋼板およびめっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。しかし、調質圧延の伸び率が高いと延性の劣化を招くので、調質圧延の伸び率は１．０％以下とすることが好ましく、０．５％以下とすることがより好ましい。
【実施例】
【０１００】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。【０１０１】
表１に示す化学組成を有する１８０ｋｇの鋼塊を高周波真空溶解炉にて溶製し、熱間鍛造により３０ｍｍ厚さの鋼片にした。この鋼片を試験用小型タンデムミルにて表２−１に示す条件で熱間圧延を行い、板厚２〜４ｍｍの熱延鋼板を得た。この熱延鋼板を表２−２に示す種々の一次焼鈍温度で所定時間熱処理した後、室温まで冷却した。【０１０２】
続いて、連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた一次焼鈍鋼板を表２−２に示す種々の二次焼鈍温度まで加熱し、所定時間保持した。その後、表２−２に示す種々の条件で冷却して焼鈍鋼板を得た。【０１０３】
上記の一次焼鈍鋼板のいくつかについては、酸洗および冷間圧延を施した後に焼鈍を行った。【０１０４】
【表１】
2020004661.tif 000002
【０１０５】
【表２−１】
2020004661.tif 000003
【０１０６】
【表２−２】
2020004661.tif 000004
【０１０７】
得られた鋼板について、鋼板の圧延方向に垂直な断面を鏡面研磨後、レペラ腐食した試料を用い、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置の板幅方向２００μｍ×圧延面法線方向５０μｍの領域を光学顕微鏡で撮影し、市販の画像処理ソフトウェア「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ」を用いた二値化処理により残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出した。二値化処理では、輝度のヒストグラムを作成し、暗部側に現れるピークの輝度を下限値、２５５を上限値とし、この範囲にある輝度の領域を残留オーステナイトとマルテンサイトとし、それ以外の領域と分離した。【０１０８】
続いて、残留オーステナイトの面積率の測定を行った。まず、面削加工および化学研磨で鋼板表面から板厚の１／４深さまで減厚し、測定用の試料を作製した。続いて、上記の試料に対して、Ｃｏ線源を用いたＸ線回折測定（リガク社製ＲＩＮＴ２５００ＨＬ）を行い、フェライトの（１１０）面、（２００）面、および（２１１）面、ならびに残留オーステナイトの（１１１）面、（２００）面、および（２２０）面の積分強度を求めた。そして、強度平均法により残留オーステナイトの体積率を求め、その値を残留オーステナイトの面積率とした。【０１０９】
上記で求めた残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率から、Ｘ線回折測定で求めた残留オーステナイト面積率を差し引いた値をマルテンサイト面積率とした。そして、上記で求めたマルテンサイト、および残留オーステナイトの面積率の合計を、１００％から差し引いた値を残部組織の面積率とした。【０１１０】
また、鏡面研磨後に電解研磨で調製した試料を用いて、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置に対してＥＢＳＰ法による結晶方位の測定および解析を行なってオーステナイトの存在を確認した。その後、オーステナイトの存在が確認された位置からＴＥＭ観察用の薄片を採取し、ツインジェット電解法で開孔した近傍をＴＥＭで観察した。その際、ＴＥＭの観察倍率を５００００倍とし、オーステナイトの電子回折図形より結像した暗視野像より、１０粒のオーステナイト粒径を測定し、それらの平均値を残留オーステナイトの平均粒径とした。これらの測定により、残留オーステナイトの平均粒径を求めた。【０１１１】
そして、上記Ｘ線回折測定に用いた試料、すなわち鋼板表面から板厚の１／４深さまで面削加工した試料の５０μｍ×５０μｍの領域について、０．１μｍの間隔でＦＥ−ＥＰＭＡにてＭｎ濃度のマッピング分析を行った。次に、同一領域の金属組織中の残留オーステナイトをＥＢＳＰ解析から同定した。そして、同定された残留オーステナイトについて、１つの粒内の任意の１０点でのＭｎ濃度の測定値の平均を当該１つの粒におけるＭｎ濃度とし、１０の粒でそれぞれ測定されたＭｎ濃度の平均値を算出し、その値を残留オーステナイトの平均Ｍｎ濃度とした。【０１１２】
さらに、上述の方法で同定されたマルテンサイトのビッカース硬さを、１ｋｇｆの試験力で１０点測定し、その平均値を求め、前述の（ｉｉｉ）式および（ｉｖ）式に基づいて、マルテンサイト中の平均Ｃ濃度を算出した。【０１１３】
機械特性として、引張特性を評価した。引張特性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行ない、降伏応力（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。具体的には、鋼板の板厚中央部から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１に記載される５号試験片を採取し、引張試験に供した。この時、鋼板の圧延方向が引張試験片の長手方向になるようにした。【０１１４】
得られた鋼板の金属組織および機械特性を表３−１、表３−２にまとめて示す。本発明においては、降伏応力が８００ＭＰａ以上であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、ＴＳ×ＥＬの値が１８０００ＭＰａ・％以上の鋼板を、高い降伏応力および引張強さを有するとともに、強度−延性バランスに優れると判定した。【０１１５】
【表３−１】
2020004661.tif 000005
【０１１６】
【表３−２】
2020004661.tif 000006
【０１１７】
表１〜表３−２を参照して、本発明例である試験番号１〜２０、４３では、高い降伏応力および引張強さを有するとともに、優れた強度−延性バランスを有している。一方、本発明の規定を満足しない比較例である試験番号２１〜４２では、ＹＳ、ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌの少なくともいずれかの特性が劣る結果となった。
【産業上の利用可能性】
【０１１８】
本発明によれば、高い引張強さと高い降伏応力を有するとともに優れた延性を有する鋼板を得ることができる。したがって、本発明に係る高強度鋼板は、自動車部材、機械構造部材、建築部材等の素材として用いるのに好適である。
【図１】
2020004661.tif 000007
【手続補正書】
【提出日】令和1年10月18日(2019.10.18)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０１０７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０１０７】
得られた鋼板について、鋼板の圧延方向に垂直な断面を鏡面研磨後、レペラ腐食した試料を用い、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置の板幅方向２００μｍ×圧延面法線方向５０μｍの領域を光学顕微鏡で撮影し、市販の画像処理ソフトウェア「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ」を用いた二値化処理により残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出した。二値化処理では、輝度のヒストグラムを作成し、暗部側に現れるピークの輝度を超えて２５５までの範囲にある輝度の領域を残留オーステナイトとマルテンサイトとし、それ以外の領域と分離した。
【手続補正書】
【提出日】令和2年1月14日(2020.1.14)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．４５％、
Ｓｉ：０．０５〜３．０％、
Ｍｎ：３．５〜１０．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜２．０％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０〜０．２０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｖ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０％以上１．０％未満、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．０２０％、
Ｍｇ：０〜０．０２０％、
ＲＥＭ：０〜０．０２０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｂｉ：０〜０．０２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、面積％で、
マルテンサイト：７０．０〜９５．０％、
残留オーステナイト：５．０〜３０．０％、
残部：０〜１０．０％であり、かつ、
残留オーステナイトの平均粒径：０．２〜２．０μｍであり、
前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が下記（ｉ）式を満足し、前記Ｃ含有量と前記マルテンサイト中の平均Ｃ濃度とが（ｉｉ）式を満足する、
高強度鋼板。
７．０≦［Ｍｎ］γ≦２０．０    ・・・（ｉ）
０．６≦［Ｃ］Ｍ／［Ｃ］    ・・・（ｉｉ）
但し、上記式中の記号の意味は以下のとおりである。
［Ｍｎ］γ：前記残留オーステナイト中の前記平均Ｍｎ濃度（質量％）
［Ｃ］：鋼板中の前記Ｃ含有量（質量％）
［Ｃ］Ｍ：前記マルテンサイト中の前記平均Ｃ濃度（質量％）
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、および
Ｖ：０．００５〜０．５０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５％以上、１．０％未満、
Ｍｏ：０．０２〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、および
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２０％、および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載の高強度鋼板。
【請求項５】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
を含有する、
請求項１から請求項４までのいずれか一項に記載の高強度鋼板。
【請求項６】
前記化学組成が、質量％で、
Ｂｉ：０．０００５〜０．０２０％
を含有する、
請求項１から請求項５までのいずれか一項に記載の高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１から請求項６までのいずれか一項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
請求項１から請求項６までのいずれか一項に記載の化学組成を有するスラブに対して、熱間圧延工程、冷却工程、巻取り工程、一次焼鈍工程、任意の冷間圧延工程、および二次焼鈍工程を順に行う高強度鋼板の製造方法であって、
前記熱間圧延工程では、
最終圧延パスおよび前記最終圧延パスの１つ前の圧延パスにおける圧下率をそれぞれ１５〜６０％とし、
前記最終圧延パスの１つ前の前記圧延パスの圧延完了から前記最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間を、下記（ｖ）式を満足させ、
前記最終圧延パスの圧延完了温度をＡｒ３点〜１１００℃の温度域とし、
前記冷却工程では、前記熱間圧延工程後の熱延鋼板に対し、１〜１０秒の空冷を行った後に、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、
前記巻取り工程では、
５５０℃以下の温度域で巻取り、
前記一次焼鈍工程では、
前記熱延鋼板を、焼鈍温度が（Ａｃ１点−８０℃）〜（Ａｃ３点−５５℃）の温度域、かつ、保持時間が下記（ｖｉ）式を満足するように保持し、
前記二次焼鈍工程では、
前記熱延鋼板を、焼鈍温度が、（Ａｃ３点＋３０℃）以上、（Ａｃ３点＋２００℃）未満の温度域、かつ、保持時間が１５０秒未満となるように保持した後、Ａｃ３点〜５００℃の温度範囲での平均冷却速度が１５℃／秒以上となるように５００℃以下の温度まで冷却する、
高強度鋼板の製造方法。
０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ１＋２７３））≦ｔ１≦２．０    ・・・（ｖ）
２．３×１０−８×ｅｘｐ｛２３５００／（Ｔ２＋２７３）｝≦ｔ２≦４．０×１０５    ・・・（ｖｉ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ｔ１：前記最終圧延パスの１つ前の圧延完了から前記最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）
Ｔ１：前記最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃）
ｔ２：前記一次焼鈍の前記焼鈍温度での前記保持時間（秒）
Ｔ２：前記一次焼鈍の前記焼鈍温度（℃）
【請求項８】
前記冷間圧延工程において、総圧下率を３０％以上８０％未満とする、
請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１８】
（１）本発明の一態様に係る高強度鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜３．０％、Ｍｎ：３．５〜１０．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｖ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０％以上１．０％未満、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．０２０％、Ｍｇ：０〜０．０２０％、ＲＥＭ：０〜０．０２０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｂｉ：０〜０．０２０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、金属組織が、面積％で、マルテンサイト：７０．０〜９５．０％、残留オーステナイト：５．０〜３０．０％、残部：０〜１０．０％であり、かつ、残留オーステナイトの平均粒径：０．２〜２．０μｍであり、前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が下記（ｉ）式を満足し、前記Ｃ含有量と前記マルテンサイト中の平均Ｃ濃度とが（ｉｉ）式を満足する。
７．０≦［Ｍｎ］γ≦２０．０    ・・・（ｉ）
０．６≦［Ｃ］Ｍ／［Ｃ］    ・・・（ｉｉ）
但し、上記式中の記号の意味は以下のとおりである。
［Ｍｎ］γ：前記残留オーステナイト中の前記平均Ｍｎ濃度（質量％）
［Ｃ］：鋼板中の前記Ｃ含有量（質量％）
［Ｃ］Ｍ：前記マルテンサイト中の前記平均Ｃ濃度（質量％）
（２）上記（１）に記載の高強度鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、およびＶ：０．００５〜０．５０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％未満、Ｍｏ：０．０２〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、およびＢ：０．０００２〜０．００５０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２０％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０２０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有してもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の高強度鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００５〜０．０２０％を含有してもよい。
（７）本発明の別の態様に係る高強度鋼板の製造方法は、（１）から（６）までのいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、（１）から（６）までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブに対して、熱間圧延工程、冷却工程、巻取り工程、一次焼鈍工程、任意の冷間圧延工程、および二次焼鈍工程を順に行う高強度鋼板の製造方法であって、前記熱間圧延工程では、最終圧延パスおよび前記最終圧延パスの１つ前の圧延パスにおける圧下率をそれぞれ１５〜６０％とし、前記最終圧延パスの１つ前の前記圧延パスの圧延完了から前記最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間を、下記（ｖ）式を満足させ、前記最終圧延パスの圧延完了温度をＡｒ３点〜１１００℃の温度域とし、前記冷却工程では、前記熱間圧延工程後の熱延鋼板に対し、１〜１０秒の空冷を行った後に、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、前記巻取り工程では、５５０℃以下の温度域で巻取り、前記一次焼鈍工程では、前記熱延鋼板を、焼鈍温度が（Ａｃ１点−８０℃）〜（Ａｃ３点−５５℃）の温度域、かつ、保持時間が下記（ｖｉ）式を満足するように保持し、前記二次焼鈍工程では、前記熱延鋼板を、焼鈍温度が、（Ａｃ３点＋３０℃）以上、（Ａｃ３点＋２００℃）未満の温度域、かつ、保持時間が１５０秒未満となるように保持した後、Ａｃ３点〜５００℃の温度範囲での平均冷却速度が１５℃／秒以上となるように５００℃以下の温度まで冷却する。
０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ１＋２７３））≦ｔ１≦２．０    ・・・（ｖ）
２．３×１０−８×ｅｘｐ｛２３５００／（Ｔ２＋２７３）｝≦ｔ２≦４．０×１０５    ・・・（ｖｉ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ｔ１：前記最終圧延パスの１つ前の圧延完了から前記最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）
Ｔ１：前記最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃）
ｔ２：前記一次焼鈍の前記焼鈍温度での前記保持時間（秒）
Ｔ２：前記一次焼鈍の前記焼鈍温度（℃）
（８）上記（７）に記載の高強度鋼板の製造方法は、前記冷間圧延工程において、総圧下率を３０％以上８０％未満としてもよい。
【国際調査報告】
2020004661.tif 000008
2020004661.tif 000009
2020004661.tif 000010
2020004661.tif 000011