(57)【要約】【課題】高い強度と伸びとを有し、スポット溶接した際の十字引張力にも優れた高強度鋼板を提供する。【解決手段】所定の成分組成とし、残留オーステナイトが体積率で20〜50％であり、かつ該残留オーステナイトの平均結晶粒径が3μm以下であり、粒径：0.1μm未満のTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の合計の数が100μm2あたり15個以上である鋼組織とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.07〜0.25％、
Si：0.01〜2.00％、
Mn：3.20〜8.40％、
Ｐ：0.0001〜0.0085％、
Ｓ：0.0001〜0.0041％、
Al：0.01〜2.00％および
Ｎ：0.010％以下
を含有するとともに、
Ti：0.005〜0.100％、Nb：0.005〜0.100％、Ｖ：0.005〜0.100％のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
残留オーステナイトが体積率で20〜50％であり、かつ該残留オーステナイトの平均結晶粒径が3μm以下であり、
粒径：0.1μm未満のTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の個数が、合計で100μm2あたり15個以上である鋼組織を有する、
ことを特徴とする高強度鋼板。
【請求項２】
前記成分組成が、Ｂ：0.010％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Ca：0.0050％以下およびREM：0.0050％以下のうちから選んだ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】
表面にめっき層をそなえる、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層である請求項３に記載の高強度鋼板。
【請求項５】
請求項１に記載の鋼組織を有する高強度鋼板の製造方法であって、
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度：800℃以上1000℃以下で熱間圧延して熱延板とし、該熱延板を、第１の冷却として、75℃／s以上の平均冷却速度で、720℃以下600℃以上の温度まで冷却し、ついで、第２の冷却として、5℃／s以上50℃／ｓ以下の冷却速度で、550℃以下まで冷却し、その後、平均巻取温度：550℃以下で該熱延板を巻き取り、
前記熱延板に酸洗を施して、スケールを除去し、
前記熱延板を、Ac1変態点＋20℃以上Ac1変態点＋120℃以下の温度域で600ｓ以上21600ｓ以下保持し、
前記熱延板を、冷間圧延して冷延板とし、
前記冷延板を、Ac1変態点＋10℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で20ｓ以上900ｓ以下保持した後、冷却する、
ことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記冷延板を冷却したのち、亜鉛めっき処理を施す、または亜鉛めっき処理を施したのち、さらに400〜650℃以下で合金化処理を施すことを特徴とする請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項７】
複数の母材鋼板がナゲットの介在下に接合されており、該母材鋼板の少なくとも一枚が、請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板である、抵抗スポット溶接継手であって、
上記母材鋼板の接合面において、上記ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＰ濃化部の面積率が5％以下である、
ことを特徴とする抵抗スポット溶接継手。
ここで、Ｐ濃化部とは、上記領域内のＰの分布状態を面分析した際に、Ｐの濃度が0.3質量％以上となる部位である。
【請求項８】
前記母材鋼板の接合面において、前記ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＳ濃化部の面積率が5％以下であることを特徴とする請求項７に記載の抵抗スポット溶接継手。
ここで、Ｓ濃化部とは、上記領域内のＳの分布状態を面分析した際に、Ｓの濃度が0.3質量％以上となる部位である。
【請求項９】
請求項７または８に記載の抵抗スポット溶接継手をそなえることを特徴とする自動車用部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に自動車の産業分野で使用される部材（以下、自動車用部材ともいう）として好適な高強度鋼板およびその製造方法に関する。
また、本発明は、上記の高強度鋼板を母材鋼板として使用する抵抗スポット溶接継手、および、該抵抗スポット溶接継手をそなえる自動車用部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題の高まりからCO2排出規制が厳格化しており、自動車分野では、燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。
このため、高強度鋼板の適用による自動車部品の薄肉化が進められており、現在では、引張強さ：900MPa以上の鋼板の適用が検討されている。
【０００３】
また、自動車用部材、特には自動車の構造用部材や補強用部材に使用される鋼板には、成形性に優れることが要求される。このため、自動車用部材への適用には、強度とともに、伸びを向上させることが必要となる。
【０００４】
このような強度と伸びを両立させた鋼板として、例えば、鋼組織内に所定量の残留オーステナイトを含有させたTRIP鋼板が挙げられる。
ここで、鋼組織内に所定量の残留オーステナイトを生成させるためには、マルテンサイト変態点（Ms点）を、室温以下まで低下させることが好適であり、例えば、所定量のMnを添加することによって、Ms点を低下させることが可能である。
【０００５】
ところで、自動車の組み立てに際しては、コストや効率の面から、プレス成形された部品を、抵抗スポット溶接により接合して組み合わせることが多い。そのため、鋼板の高強度化に伴い、溶接部における強度を向上させることも必要である。
一般的に、抵抗スポット溶接継手の引張強さ（引張せん断強さ）は、溶接用鋼板（母材鋼板）の引張強さの増加に伴って比例的に増加する。しかし、母材鋼板の引張強さが900MPa級を超えると、抵抗スポット溶接継手の破断形態は界面破断となり易く、抵抗スポット溶接継手の十字引張力は、母材鋼板の引張強さとは逆に低下する傾向にある。
【０００６】
このような問題に対し、例えば、特許文献１には、
「２枚以上の薄鋼板同士の接合面にナゲットを形成させる高強度鋼板のスポット溶接方法であって、
前記２枚以上の薄鋼板からなる高強度鋼板の内、少なくとも１枚の引張強さが７５０〜１８５０ＭＰａであり、かつ、各々の板厚が０．８〜３．６ｍｍであるとともに、炭素当量Ｃｅｑが０．２２〜０．５５質量％の範囲である前記高強度鋼板同士を重ね合わせ、
所定の加圧力ＥＦ１で溶接通電を実施した後、所定のＰＥＦ１に設定するとともに、所定の後通電電流ＰＣ１および所定の後通電時間Ｐｔ１で後通電を行い、
次いで、所定の電極保持時間Ｈｔで電極保持を行うことを特徴とする高強度鋼板のスポット溶接方法」
が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開2015-93282号公報
【特許文献２】国際公開2016/0676623号公報
【特許文献３】国際公開2016/0676624号公報
【特許文献４】国際公開2016/0676625号公報
【特許文献５】国際公開2016/0676626号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
ここで、特許文献１の技術は、炭素当量を調整したうえで、加圧力や通電電流などの溶接条件を制御するものである。しかしながら、特許文献１の技術では、炭素当量が一定の範囲に限定されるため、母材鋼板の材質に制限がかかり、伸びの向上に寄与する残留オーステナイトを十分に確保することが困難となる場合がある。また、特許文献１の技術のような溶接条件の制御を行うと、溶接時間、ひいては自動車の組み立て工程が長時間化してしまう場合があり、これによって、生産性が低下するという問題もある。
【０００９】
また、特許文献２〜５には、それぞれ、高い強度と伸びとを兼ね備えた高強度鋼板が開示されているが、特許文献２〜５の鋼板ではいずれも、溶接したときの継手強度、特には抵抗スポット溶接により接合したときの十字引張力については何ら考慮が払われていない。
このため、高い強度と伸びとを有し、溶接性にも優れる鋼板の開発が求められているのが現状である。
【００１０】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、高い強度と伸びとを有し、スポット溶接した際の十字引張力にも優れた高強度鋼板を、その製造方法とともに提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の高強度鋼板を母材として使用する抵抗スポット溶接継手、および、該抵抗スポット溶接継手をそなえる自動車用部材を提供することを目的とする。
ここで、「十字引張力」とは、JIS Z 3137（1999）に準拠する十字引張試験で測定される十字引張力（試験片が破断するまでの最大引張荷重）である。
また、「高強度鋼板」には、表面にめっき層をそなえる高強度鋼板（高強度めっき鋼板）も含まれる。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
さて、発明者らは、高い強度と伸びとを有し、スポット溶接した際の十字引張力にも優れた高強度鋼板を開発すべく、鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
【００１２】
（１）高い強度と伸びとを同時に実現するには、Mn含有量を3.2％以上としたうえで、残留オーステナイトを所定量含む組織とすること有効である。
【００１３】
（２）ただし、Mn含有量が3.2％以上になると、抵抗スポット溶接を施した場合に、ナゲット端部の凝固セルにおいて、Mn、ＰおよびＳの偏析が顕著となる。Mn、ＰおよびＳの偏析箇所は脆性破壊し易いため、十字引張力が大幅に低下する。
すなわち、抵抗スポット溶接では、母材鋼板の温度上昇に伴い鋼板の一部が溶融して液化し、その後凝固することで、ナゲットが形成される。Mn含有量が比較的少ない鋼板では、この凝固時におけるナゲット内の相変態挙動は、液相、δ相、γ相、α’相の順に変態するものとなる。
しかし、Mn含有量が3.2％以上となるような鋼板では、鋼板の一部が溶融して液化した後の相変態挙動が上記とは異なる、具体的には、Mn濃化の分布状態によって、ナゲットの端部等の一部の領域では、液相からδ相への変態が行われずに、直接、液相からγ相に変態してしまう部分が生じる。ここで、γ相のMn、ＰおよびＳに対する固溶限は、δ相に比べて低いため、液相からγ相に直接変態する場合、凝固途中で、ナゲット端部にMn、さらには、ＰおよびＳが偏析し易くなる。
その結果、溶接継手における十字引張力が大幅に低下する。
【００１４】
（３）上記（２）の問題を解決するには、
（ａ）ＰおよびＳの含有量をより高いレベルで抑制する、
（ｂ）鋼組織における残留オーステナイト粒を微細化する、
（ｃ）Nb、Tiおよび／またはＶを添加し、かつ、鋼板の製造過程における熱間圧延後の冷却パターンを適正化することにより、微細なTi系析出物、Nb系析出物および／またはＶ系析出物を生成させる、
ことが重要である。
すなわち、上述したように、溶接継手における十字引張力の低下は、Mn、ＰおよびＳの偏析による脆化が原因となるが、なかでもＰの偏析による影響が大きい。
ここで、上記したTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物はいずれも、抵抗スポット溶接における温度上昇の際にＰと反応して、Ｐとの化合物を生成する場合がある。このように生成されたＰ化合物は、溶接時に液相が凝固する際に微細に分散するため、ナゲット端部におけるＰの偏析が抑制される。また、残留オーステナイト粒の微細化により、抵抗スポット溶接時にMn、ＰおよびＳは分散し易くなり、これらの元素の偏析が抑制される。これらの相乗効果により、高い強度と伸びとを維持しつつ、十字引張力を十分に高めることが可能となる、と発明者らは考えている。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
【００１５】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.07〜0.25％、
Si：0.01〜2.00％、
Mn：3.20〜8.40％、
Ｐ：0.0001〜0.0085％、
Ｓ：0.0001〜0.0041％、
Al：0.01〜2.00％および
Ｎ：0.010％以下
を含有するとともに、
Ti：0.005〜0.100％、Nb：0.005〜0.100％、Ｖ：0.005〜0.100％のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
残留オーステナイトが体積率で20〜50％であり、かつ該残留オーステナイトの平均結晶粒径が3μm以下であり、
粒径：0.1μm未満のTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の個数が、合計で100μm2あたり15個以上である鋼組織を有する、
ことを特徴とする高強度鋼板。
【００１６】
２．前記成分組成が、Ｂ：0.010％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Ca：0.0050％以下およびREM：0.0050％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の高強度鋼板。
【００１７】
３．表面にめっき層をそなえる、前記１または２に記載の高強度鋼板。
【００１８】
４．前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層である前記３に記載の高強度鋼板。
【００１９】
５．前記１に記載の鋼組織を有する高強度鋼板の製造方法であって、
前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度：800℃以上1000℃以下で熱間圧延して熱延板とし、該熱延板を、第１の冷却として、75℃／s以上の平均冷却速度で、720℃以下600℃以上の温度まで冷却し、ついで、第２の冷却として、5℃／s以上50℃／ｓ以下の冷却速度で、550℃以下まで冷却し、その後、平均巻取温度：550℃以下で該熱延板を巻き取り、
前記熱延板に酸洗を施して、スケールを除去し、
前記熱延板を、Ac1変態点＋20℃以上Ac1変態点＋120℃以下の温度域で600ｓ以上21600ｓ以下保持し、
前記熱延板を、冷間圧延して冷延板とし、
前記冷延板を、Ac1変態点＋10℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で20ｓ以上900ｓ以下保持した後、冷却する、
ことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
【００２０】
６．前記冷延板を冷却したのち、亜鉛めっき処理を施す、または亜鉛めっき処理を施したのち、さらに400〜650℃以下で合金化処理を施すことを特徴とする前記５に記載の高強度鋼板の製造方法。
【００２１】
７．複数の母材鋼板がナゲットの介在下に接合されており、該母材鋼板の少なくとも一枚が、前記１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板である、抵抗スポット溶接継手であって、
上記母材鋼板の接合面において、上記ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＰ濃化部の面積率が5％以下である、
ことを特徴とする抵抗スポット溶接継手。
ここで、Ｐ濃化部とは、上記領域内のＰの分布状態を面分析した際に、Ｐの濃度が0.3質量％以上となる部位である。
【００２２】
８．前記母材鋼板の接合面において、前記ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＳ濃化部の面積率が5％以下であることを特徴とする前記７に記載の抵抗スポット溶接継手。
ここで、Ｓ濃化部とは、上記領域内のＳの分布状態を面分析した際に、Ｓの濃度が0.3質量％以上となる部位である。
【００２３】
９．前記７または８に記載の抵抗スポット溶接継手をそなえることを特徴とする自動車用部材。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、高い強度と伸びとを有し、スポット溶接した際の十字引張力にも優れた高強度鋼板が得られる。
また、本発明の高強度鋼板を、自動車用部材に適用することで、車体軽量化による燃費改善を図ることができ、生産性の面でも有利となるため、産業的な利用価値は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】重ね合わせた２枚の母材鋼板がナゲットの介在下に接合されている抵抗スポット溶接継手の例を示す図である。
【図２】重ね合わせた３枚の母材鋼板がナゲットの介在下に接合されている抵抗スポット溶接継手の例を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下、本発明を具体的に説明する。まず、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
【００２７】
Ｃ：0.07〜0.25％
Ｃは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、引張強さ：980MPa以上を得るために必要となる元素である。また、Ｃは、残留オーステナイトの確保やTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の形成にも寄与する元素である。このため、Ｃ含有量は0.07％以上とする。
しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、抵抗スポット溶接を行った際にナゲットの靭性が低下する。このため、Ｃの含有量は0.25％以下とする。好ましくは0.21％以下である。
【００２８】
Si：0.01〜2.00％
Siは、フェライトを固溶強化するため、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Si含有量は0.01％以上とする。
しかしながら、Siを過剰に含有させると、自動車用の鋼板に求められる表面特性（化成処理性やめっき性）が劣化する。このため、Si含有量は2.00％以下とする。好ましくは1.80％以下であり、より好ましくは1.60％以下である。
【００２９】
Mn：3.20〜8.40％
Mnは、マルテンサイト変態開始温度を低下させる元素であり、鋼組織に残留オーステナイトを確保するため、重要となる元素である。このような効果を得るため、Mn含有量は3.20％以上とする。好ましくは3.50％以上であり、より好ましくは3.80％以上である。
しかしながら、Mnを過剰に含有させると、抵抗スポット溶接を行った場合に、ナゲット端部のMn偏析を助長して、継手強度、特には十字引張力の低下を招く。また、めっき性も低下する。このため、Mn含有量は8.40％以下とする。好ましくは7.50％であり、より好ましくは7.00％以下である。
【００３０】
Ｐ：0.0001〜0.0085％
Ｐは、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する。このため、Ｐ含有量は0.0001％以上とする。
また、上述したように、Mnを多量に含有する場合、抵抗スポット溶接の際に、ナゲット端部にMnが偏析し易くなる。これに伴い、ナゲット端部における凝固点が低下して、液相からδ相、γ相の順に変態するのではなく、液相から直接γ相に変態する部分が生じ、ナゲット端部にＰも偏析する。その結果、継手強度、特には十字引張力の低下を招く。このようなＰの偏析を抑制する観点から、Ｐ含有量は0.0085％以下とする。好ましくは0.0078％以下であり、より好ましくは0.0071％以下である。
【００３１】
Ｓ：0.0001〜0.0041％
Ｓは、Ｐと同様に、鋼板の高強度化に寄与する。このため、Ｓ含有量は0.0001％以上とする。
しかしながら、Ｓも、Ｐと同様に、偏析により、スポット溶接継手の継手強度、特には十字引張力の低下を招く。従って、Ｓ含有量は0.0041％以下とする。好ましくは0.0035％以下であり、より好ましくは0.0029％以下である。
【００３２】
Al：0.01〜2.00％
Alは、脱酸に必要な元素である。このような効果を得るため、Al含有量は0.01％以上とする。
しかしながら、Alを過剰に含有させると、めっき性の低下を招く。このため、Al含有量は2.00％以下とする。好ましくは1.50％以下である。
【００３３】
Ｎ：0.010％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、このような粗大な窒化物に起因したボイド生成により、継手強度を低下させる。ここで、Ｎ含有量が0.010％を超えると、この傾向が顕著となる。このため、Ｎ含有量は0.010％以下とする。好ましくは0.0050％以下である。
ただし、窒化物などのTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物を所定量確保する観点からは、Ｎ含有量を0.0003％以上とすることが好ましい。
【００３４】
また、本発明の高強度鋼板では、上記の成分に加え、Ti：0.005〜0.100％、Nb：0.005〜0.100％、Ｖ：0.005〜0.100％のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることが必要である。
Ti：0.005〜0.100％
Tiは、ＣやＮと微細な析出物を形成することにより、鋼組織の微細化に寄与する。また、Tiは、抵抗スポット溶接の際に、上記した微細な析出物とＰが反応して、Ｐの化合物を形成することで、Ｐの偏析抑制に寄与する。このような効果を得るため、Ti含有量は0.005％以上とする。好ましくは0.008％以上である。ただし、Tiを過剰に含有させると、めっき性の低下を招く。このため、Ti含有量は0.100％以下とする。好ましく0.080％以下である。
【００３５】
Nb：0.005〜0.100％
Nbも、Tiと同様に、ＣやＮと微細な析出物を形成することで、鋼組織の微細化、さらには抵抗スポット溶接の際のＰの偏析抑制に寄与する。このような効果を得るため、Nb含有量は、0.005％以上とする。好ましくは0.008％以上である。ただし、Nbを過剰に含有させると、Tiと同様、めっき性の低下を招く。このため、Nb含有量は0.100％以下とする。好ましく0.080％以下である。
【００３６】
Ｖ：0.005〜0.100％
Ｖも、TiやNbと同様に、ＣやＮと微細な析出物を形成することで、鋼組織の微細化、さらには抵抗スポット溶接の際のＰの偏析抑制に有効に寄与する。このような効果を得るため、Ｖ含有量は、0.005％以上とする。好ましくは0.008％以上である。ただし、Ｖを過剰に含有させると、Tiと同様、めっき性の低下を招く。このため、Ｖ含有量は0.100％以下とする。好ましく0.080％以下である。
【００３７】
また、上記の成分に加えて、Ｂ：0.010％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Ca：0.0050％以下およびREM：0.0050％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることができる。
【００３８】
Ｂ：0.010％以下
Ｂは焼入れ性を向上させ、HAZ（溶接熱影響部）の高強度化、ひいては継手強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得る観点から、Ｂ含有量は0.0003％以上とすることが好ましい。ただし、Ｂ含有量が0.010％を超えると、その効果が飽和する。従って、Ｂを含有させる場合、その含有量は0.010％以下とする。
【００３９】
Cu：0.50％以下
Cuは、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得る観点から、Cu含有量は0.05％以上とすることが好ましい。ただし、Cu含有量が0.50％を超えると、その効果が飽和し、またCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。従って、Cuを含有させる場合、その含有量は0.50％以下とする。
【００４０】
Ni：0.50％以下
Niは、Cuと同様、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得る観点から、Ni含有量は0.05％以上とすることが好ましい。また、Niは、Cuと同時に含有させると、Cuに起因する表面欠陥を抑制する効果がある。このため、Niは、Cuと同時に含有させることが好ましい。ただし、Ni含有量が0.50％を超えると、その効果が飽和する。従って、Niを含有させる場合、その含有量は0.50％以下とする。
【００４１】
Cr：0.50％以下
Crは、焼入れ性を向上させ、HAZ（溶接熱影響部）の高強度化、ひいては継手強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得るためには、Cr含有量を0.05％以上とすることが好ましい。ただし、Cr含有量が0.50％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成する。従って、Crを含有させる場合、その含有量は0.50％以下とする。
【００４２】
Mo：0.50％以下
Moは、Crと同様、HAZ（溶接熱影響部）の高強度化、ひいては継手強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得るためには、Mo含有量を0.01％以上とすることが好ましい。ただし、Mo含有量が0.50％を超えると、その効果が飽和する。従って、Moを含有させる場合、その含有量は0.50％以下とする。
【００４３】
Ca：0.0050％以下
Caは、硫化物の形状を球状化し、スポット溶接部、特にはナゲット端部へのＳの偏析による悪影響の改善し、継手強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得るためには、Ca含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。ただし、Ca含有量が0.0050％を超えると、Ca硫化物が曲げ性を劣化させるおそれがある。従って、Caを含有させる場合、その含有量を0.0050％以下とする。
【００４４】
REM：0.0050％以下
REMも、Caと同様に、硫化物の形状を球状化し、スポット溶接部、特にはナゲット端部へのＳの偏析による悪影響の改善し、継手強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得るためには、REM含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。ただし、REM含有量が0.0050％を超えると、その効果が飽和する。従って、REMを含有させる場合、その含有量を0.0050％以下とする。
【００４５】
なお、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物としては、例えば、Sb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb：0.01％以下、Sn：0.10％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.10％以下である。
【００４６】
次に、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の鋼組織について説明する。
残留オーステナイトの体積率：20〜50％
残留オーステナイトは、加工誘起マルテンサイト変態する組織であり、強度と伸びのバランスの向上に寄与する。このような効果を得るため、残留オーステナイトの体積率は20％以上とする。好ましくは26％以上である。
一方、残留オーステナイトの体積率が50％を超えると、加工誘起マルテンサイト変態によって鋼板が過度に硬化するため、穴広げ試験等の打ち抜き時にボイドが生成し易くなって、穴広げ性が低下する。従って、残留オーステナイトの体積率は50％以下とする。
【００４７】
ここで、残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する面）まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度を測定することにより求める。
具体的には、MoのKα線を線源として、加速電圧：50keVにて、Ｘ線回折法（装置：Rigaku社製RINT2200）により、鉄のフェライトの[200]面、[211]面、[220]面と、オーステナイトの[200]面、[220]面、[311]面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（2000年）理学電機株式会社、p．26、62−64に記載の計算式から残留オーステナイトの体積率を求める。
【００４８】
なお、残留オーステナイト以外の残部組織としては、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよび未再結晶フェライトが挙げられる。特に高い延性が求められる場合には、フェライトを多く含有させることが好ましく、また、特に高い強度が求められる場合には、ベイナイトやマルテンサイトを多く含有させることが好ましい。また、上記の相が混在していても、所望の効果が得られる。
【００４９】
残留オーステナイトの平均結晶粒径：3μm以下
残留オーステナイトの平均結晶粒径は3μm以下とする。残留オーステナイトの平均結晶粒径が3μmを超えると、抵抗スポット溶接時に、Mn、ＰおよびＳが分散せずに偏析してしまい、継手強度、特には十字引張力が低下する。従って、残留オーステナイトの平均結晶粒径は3μm以下とする。好ましくは2.7μm以下である。
【００５０】
ここで、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、以下のようにして求める。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を、研磨し、FE-SEM（電界放出形走査電子顕微鏡）により、倍率：5000倍で10視野観察する。ついで、得られた組織写真において、EBSD（電子線後方散乱回折分析装置）により同視野を観察することで残留オーステナイト粒を識別し、Media  Cybernetics社のImage−Proを用いて、当該組織写真から各残留オーステナイト粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して、残留オーステナイトの平均結晶粒径を求める。なお、測定限界（下限）となる残留オーステナイトの粒径は0.1μmである。
【００５１】
粒径：0.1μm未満のTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の個数：合計で100μm2あたり15個以上
抵抗スポット溶接継手において、所望の十字引張力を確保するためには、粒径：0.1μm未満の微細なTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物（以下、Ti系析出物等ともいう）を合計で100μm2あたり15個以上存在させる必要がある。
すなわち、粒径：0.1μm未満のTi系析出物等は、一部、抵抗スポット溶接における温度上昇の際にＰと反応して、Ｐとの化合物を生成する。このように生成されたＰ化合物は、溶接時に液相が凝固する際に微細に分散するため、ナゲット端部におけるＰの偏析が抑制される。また、粒径：0.1μm未満のTi系析出物等は、残留オーステナイト等の結晶粒の微細化にも寄与する。これらの相乗効果により、抵抗スポット溶接継手の十字引張力が向上する。
しかし、粒径：0.1μm未満のTi系析出物等の個数が、合計で100μm2あたり15個未満になると、上記の効果が十分には得られない。
従って、粒径：0.1μm未満のTi系析出物等は、合計で100μm2あたり15個以上存在させるものとする。好ましくは20個以上であり、より好ましくは25個以上である。
なお、Ti系析出物等とは、Ti、NbおよびＶの炭化物、窒化物および炭窒化物、ならびにTi、NbおよびＶの複合炭化物や複合窒化物、複合炭窒化物である。
【００５２】
また、粒径：0.1μm未満のTi系析出物等の個数は、以下のようにして求める。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を、TEM（透過型電子顕微鏡）により10000倍および20000倍の倍率で各10箇所観察し、円相当直径で0.1μm未満のTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の合計数を数え、100μm2あたりの粒径：0.1μm未満のTi系析出物等の個数を求める。なお、測定限界（下限）となるTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の粒径はいずれも2nmである。
【００５３】
なお、鋼板表面にめっき層をそなえていてもよい。めっきの種類は特に限定されず、例えば、溶融亜鉛めっきや合金化亜鉛めっき、電気亜鉛めっきといった亜鉛めっき、さらには溶融アルミニウムめっきといったアルミニウムめっき等が挙げられる。
また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものでよいが、溶融亜鉛めっきや合金化亜鉛めっきとする場合には、片面あたりのめっき付着量は20〜120g／m2とすることが好ましい。というのは、めっき付着量が20g／m2未満では耐食性の確保が困難になるおそれがある一方、120g／m2を超えると耐めっき剥離性が劣化するおそれがあるからである。
【００５４】
また、高強度鋼板の板厚は特に限定されるものではないが、0.4〜3.0mm程度である。ただし、ここでいう板厚には、めっき層の厚みは含まない。
【００５５】
次に、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
すなわち、上記の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度：800℃以上1000℃以下で熱間圧延して熱延板とし、該熱延板を、第１の冷却として、75℃／s以上の平均冷却速度で、720℃以下600℃以上の温度まで冷却し、ついで、第２の冷却として、5℃／s以上50℃／ｓ以下の冷却速度で、550℃以下まで冷却し、その後、平均巻取温度：550℃以下で該熱延板を巻き取り、
前記熱延板に酸洗を施して、スケールを除去し、
前記熱延板を、Ac1変態点＋20℃以上Ac1変態点＋120℃以下の温度域で600ｓ以上21600ｓ以下保持し、
前記熱延板を、冷間圧延して冷延板とし、
前記冷延板を、Ac1変態点＋10℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で900ｓ超21600ｓ以下保持した後、冷却する、
ものである。
以下、上記の製造条件について、説明する。
【００５６】
鋼スラブの加熱温度：1100℃以上1300℃以下
鋼スラブの加熱段階で存在しているTi系析出物等は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在することとなり、鋼板強度や継手強度の向上に寄与しないため、鋳造時に析出したTi系析出物等を鋼スラブの加熱時に再溶解させることが好適である。
ここに、鋼スラブの加熱温度が1100℃未満では、上記の析出物、特に炭化物の十分な溶解が困難であり、さらに、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じるおそれがある。そのため、鋼スラブの加熱温度は1100℃以上にすることが好ましい。
また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂や凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼スラブの加熱温度は1100℃以上にすることが好ましい。より好ましくは1150℃以上である。
一方、鋼スラブの加熱温度が1300℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスの増大を招くおそれがある。そのため、鋼スラブの加熱温度は1300℃以下にすることが好ましい。より好ましくは1250℃以下である。
【００５７】
なお、鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法を用いることができる。さらに、鋼スラブを製造した後、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。さらに、鋼スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低目にした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
【００５８】
熱間圧延の仕上げ圧延出側温度: 800℃以上1000℃以下
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が1000℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の鋼板の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、鋼板の延性や溶接継手の継手強度に悪影響を及ぼす。さらに、所望量の残留オーステナイトが得られない。このため、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は1000℃以下とする。好ましくは960℃以下である。
一方、仕上げ圧延出側温度が800℃未満では、圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなり、また、オーステナイトが未再結晶の状態での圧下率が高くなる。その結果、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性が損なわれるだけでなく、鋼板の延性そのものも低下する。また、所望量の残留オーステナイトが得られない。このため、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は800℃以上とする。好ましくは820℃以上である。
【００５９】
熱間圧延後の第１の冷却：75℃／s以上の平均冷却速度で、720℃以下600℃以上の温度まで冷却
最終的な鋼板の鋼組織（以下、最終組織ともいう）において微細なTi系析出物等を所定量確保するには、熱間圧延後の冷却条件を適正に調整して、熱間圧延後に得られる熱延板のTi、NbおよびＶの炭窒化物などといった析出物の析出状態を制御することが重要である。また、熱延板の組織の分布状態、析出物の析出状態を制御することで、最終組織を微細化させる効果もある。
ここで、熱間圧延後の第１の冷却における平均冷却速度が75℃／s未満では、炭窒化物などのTi系析出物等の形成が加速されて、これらの析出物が粗大化し、また、これにより、最終組織を微細化することが困難となる。その結果、抵抗スポット溶接継手の継手強度、特には十字引張力の低下を招く。このため、熱間圧延後の第１の冷却における平均冷却速度は75℃／s以上とする。好ましくは85℃／s以上である。上限は特に限定されるものではないが、300℃／s程度である。
また、第１の冷却の冷却停止温度が720℃を超えると、熱延板にパーライトが過剰に生成し、熱延板の鋼組織が不均質となり、最終組織の微細化が困難となって、抵抗スポット溶接継手の継手強度、特には十字引張力の低下を招く。そのため、第１の冷却の冷却停止温度は720℃以下とする。
さらに、後述するように、最終的な鋼組織において微細なTi系析出物等を所定量確保するには、第１の冷却に続き、第２の冷却を適正な条件で行う必要がある。このため、第１の冷却の冷却停止温度は600℃以上とする。
【００６０】
熱間圧延後の第２の冷却：5℃／s以上50℃／ｓ以下の平均冷却速度で、550℃以下まで冷却
上記の第１の冷却終了後、第２の冷却を行う。ここで、第２の冷却における平均冷却速度が5℃／s未満では、Ti系析出物等が粗大化して、最終組織の微細化が困難となる。このため、熱間圧延後の第２の冷却における平均冷却速度は、5℃／s以上とする。
一方、第２の冷却における平均冷却速度が50℃／sを超えると、巻取り時間を経てもTi等の析出が不十分となり固溶したままとなるため、やはり最終組織の微細化が困難となる。このため、熱間圧延後の第２の冷却における平均冷却速度は、50℃／s以下とする。好ましくは40℃／s以下である。
また、第２の冷却の冷却停止温度が550℃を超えると、Ti系析出物等の粗大化を招く。このため、第２の冷却の冷却終了温度は550℃以下とする。なお、下限については特に限定されるものではないが、400℃以上が好ましい。
【００６１】
熱間圧延後の平均巻き取り温度：550℃以下
熱間圧延後の平均巻き取り温度が550℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、所望の強度確保が困難となる。また、Ti系析出物等が粗大化して、最終組織の微細化が困難となり、所望の残留オーステナイトの結晶粒径が得られなくなる。そのため、熱間圧延後の平均巻き取り温度は550℃以下とする。
なお、熱間圧延後の平均巻き取り温度の下限は特に限定されるものではないが、300℃未満では、熱延板強度が過度に上昇して、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。そのため、熱間圧延後の平均巻き取り温度は300℃以上とすることが好ましい。
【００６２】
なお、熱間圧延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、0.10以上0.25以下の範囲とすることが好ましい。
【００６３】
このようにして製造した熱延板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物（スケール）の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回で行っても良いし、複数回に分けて行ってもよい。
【００６４】
熱延板焼鈍（第１の熱処理）条件：Ac1変態点＋20℃以上Ac1変態点＋120℃以下の温度域で600ｓ以上21600ｓ以下保持
熱延板焼鈍の焼鈍温度（保持温度）がAc1変態点＋20℃未満またはAc1変態点＋120℃超となる場合や、焼鈍時間（保持時間）が600ｓ未満となる場合はいずれも、オーステナイト中へのMnの濃化が進行せず、最終焼鈍（冷延板焼鈍）後に十分な量の残留オーステナイトを確保することが困難となって、延性が低下する。一方、保持時間が21600ｓを超えると、オーステナイト中へのMnの濃化が飽和し、最終焼鈍後に得られる鋼板における延性への効き代が小さくなるだけでなく、コストアップの要因にもなる。
このため、熱延板焼鈍では、Ac1変態点＋20℃以上Ac1変態点＋120℃以下の温度域で、600ｓ以上21600ｓ以下の時間、保持するものとする。
好ましくは、Ac1変態点＋35℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で、1000ｓ以上10000ｓ以下の時間、保持するものとする。
【００６５】
なお、上記の熱処理方法は連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、前記の熱処理後、室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却および水冷などのいずれの冷却でも構わない。また、酸洗は常法に従えばよい。
【００６６】
ついで、上記の熱延板焼鈍を施した熱延板に、冷間圧延を施して冷延板とする。冷間圧延条件は特に限定されず常法に従えばよいが、冷間圧延の圧下率を15％以上とすることが好ましい。圧下率を15％以上とすることで、冷延板焼鈍（第２の熱処理）時にオーステナイトが微細に生成し易くなり、微細な残留オーステナイトが得られ易くなる。また、冷間圧延の圧下率の上限値は、冷間圧延の荷重負荷の点から、80％程度とすることが好ましい。
【００６７】
冷延板焼鈍（第２の熱処理）条件：Ac1変態点＋10℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で20ｓ以上900ｓ以下保持
冷延板焼鈍の焼鈍温度（保持温度）が、Ac1変態点＋10℃未満またはAc1変態点＋100℃超となる場合、焼鈍時間（保持時間）が20ｓ未満の場合には、いずれもオーステナイト中へのMnの濃化が進行せず、十分な量の残留オーステナイトを確保することが困難となって、延性が低下する。また、保持時間が900ｓを超えると、結晶粒成長が促進するため結晶粒が粗大化し、所望の残留オーステナイトの平均結晶粒径が得られない。
従って、冷延板焼鈍では、Ac1変態点＋10℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で、20ｓ以上900ｓ以下の時間、保持するものとする。
好ましくは、Ac1変態点＋25℃以上Ac1変態点＋90℃以下の温度域で、60ｓ以上600ｓ以下の時間、保持するものとする。
【００６８】
また、上記のようにして得た冷延板焼鈍後の冷延板に、溶融亜鉛めっき処理や合金化亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理、溶融アルミニウムめっき処理といっためっき処理を施すことで、表面に、溶融亜鉛めっき層や合金化亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層といった亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層といったアルミニウムめっき層をそなえる高強度鋼板を得ることができる。
【００６９】
めっき処理条件については常法に従えばよいが、溶融亜鉛めっき処理を施す場合、めっき浴に浸漬する鋼板温度を、（溶融亜鉛めっき浴温度）−40℃〜（溶融亜鉛めっき浴温度）＋50℃の範囲とすることが好ましい。
ここで、めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度）−40℃未満になると、鋼板がめっき浴に浸漬される際に、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観を劣化させる場合がある。一方、めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度）＋50℃を超えると、めっき浴の温度が上昇するため、量産性に問題が生じるおそれがある。
なお、溶融亜鉛めっき浴温度は、特に限定されるものではないが、440℃〜500℃程度とすることが好ましい。また、溶融亜鉛めっきは、Al量が0.10質量％以上0.20質量％以下である溶融亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
【００７０】
加えて、溶融亜鉛めっき処理後に、溶融亜鉛めっきの合金化処理を施してもよい。合金化処理を行うことにより、めっき層中のFe濃度を7〜15質量％程度とすることが可能となり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が一層向上する。しかし、合金化処理温度が450℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招くおそれがある。また、合金化処理温度が600℃を超えると、合金化が過度に進行し、耐パウダリング性が低下するおそれがある。従って、溶融亜鉛めっきの合金化処理温度は450℃以上600℃以下とすることが好ましい。
【００７１】
また、めっき付着量は、めっき処理後に、ワイピングを行って調整することが可能である。
【００７２】
さらに、上記のようにして得た冷延板焼鈍後の冷延板に、調質圧延を施してもよい。好適な伸長率は0.05〜2.0％の範囲である。
【００７３】
次に、本発明の一実施形態に係る抵抗スポット溶接継手について説明する。
すなわち、本発明の一実施形態に係る抵抗スポット溶接継手は、図１および図２のような、複数の母材鋼板がナゲットの介在下で接合されている、抵抗スポット溶接継手であり、母材鋼板の少なくとも１枚に上記の高強度鋼板を使用するものである。
そして、上記の抵抗スポット溶接継手では、母材鋼板の接合面において、ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＰ濃化部の面積率を5％以下とすることが重要である。
【００７４】
ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＰ濃化部の面積率：5％以下
上述したように、抵抗スポット溶接継手の十字引張力は、Mn、ＰおよびＳ、なかでもＰの偏析に大きく影響を受ける。すなわち、Ｐが偏析したＰ濃化部では、脆性き裂が生成し易く、特に、このようなＰ濃化部が、図１（ｂ）に示すような母材鋼板の接合面におけるナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域に多く存在すると、脆性破壊による界面破断を招いて、継手強度、特には十字引張力を大幅に低下させる。
従って、ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＰ濃化部の面積率は5％以下とする。好ましくは4％以下である。なお、下限については特に限定されるものではなく、0％であってもよい。
【００７５】
ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＳ濃化部の面積率：5％以下
また、抵抗スポット溶接継手の十字引張力は、Ｓの偏析にも影響を受ける。このため、ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＳ濃化部の面積率は5％以下とすることが好ましい。より好ましくは4％以下である。なお、下限については特に限定されるものではなく、0％であってもよい。
【００７６】
ここで、上記したＰ濃化部とは、上記領域内のＰの分布状態を面分析した際に、Ｐの濃度が0.3質量％以上となる領域である。また、Ｓ濃化部とは、上記領域内のＳの分布状態を面分析した際に、Ｓの濃度が0.3質量％以上となる部位である。
また、Ｐ濃化部およびＳ濃化部の面積率は、電子線マイクロプローブアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて、ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域を倍率：1000倍でピクセルを0.25μm×0.25μmとして面分析し、ＰおよびＳの定量分析を実施する。そして、ＰおよびＳの濃度が0.3質量％以上となる部位をそれぞれ同定し、それらの部位の面積の合計を、ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域における面積で除することにより求める。
【００７７】
なお、上記のようなナゲットの端部近傍におけるＰ濃化部、さらにはＳ濃化部の面積率を低減した抵抗スポット溶接継手は、母材鋼板の少なくとも１枚に上記した高強度鋼板を適用することで、得ることができる。また、好ましくは、母材鋼板の全てに上記した高強度鋼板を適用する。
さらに、母材鋼板の枚数は３枚以上であってもよく、例えば、図２（ａ）および（ｂ）に示すような抵抗溶接スポット溶接継手であってもよい。
【００７８】
なお、抵抗スポット溶接条件は常法に従えばよいが、ナゲットの端部近傍におけるＰ濃化部およびＳ濃化部における面積率を低減する観点からは、加圧力：1000〜5000N、通電時間：5〜50サイクル（50Hz）、ホールド時間：1〜99サイクル（50Hz）、溶接電流：3000〜10000Ａとすることが好ましい。
【００７９】
また、本発明の一実施形態に係る自動車用部材は、上記の抵抗スポット溶接継手そなえるものであり、具体的には、骨格用部材などが挙げられる。
【実施例】
【００８０】
表１に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を溶製し、鋳造して鋼スラブとした。得られた鋼スラブを1240℃に加熱し、表２に示す条件で、熱間圧延し、冷却後、巻き取り、板厚：2.4mmの熱延板を得た。ついで、該熱延板に、酸洗、および表２に示す条件で熱延板焼鈍を施し、室温まで冷却後、圧下率：50％で冷間圧延し、板厚：1.2mmの冷延板とした。ついで、得られた冷延板に、連続焼鈍ライン（CAL）または連続溶融亜鉛めっきライン（CGL）において、表２に示す条件で冷延板焼鈍を施した。また、一部のものについては、さらに溶融亜鉛めっき処理（溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行うものも含む）を施して、溶融亜鉛めっき鋼板（GI）または合金化亜鉛めっき鋼板（GA）とした。
ここで、めっき処理条件はいずれも、溶融亜鉛めっき浴温度：460℃、溶融亜鉛めっき浴Al濃度：0.14質量％（合金化処理する場合）、0.18質量％（合金化処理を施さない場合）、片面あたりのめっき付着量：45g/m2（両面めっき）とした。なお、合金化処理温度は表２に示すとおりである。
【００８１】
なお、表１中のAc1変態点（℃）は、以下の式を用いて求めた。
Ac1変態点（℃）＝751−16×（％Ｃ）＋11×（％Si）−28×（％Mn）−5.5×（％Cu）−16×（％Ni）＋13×（％Cr）＋3.4×（％Mo）
ここで、（％Ｃ）、（％Si）、（％Mn）、（％Cu）、（％Ni）、（％Cr）、（％Mo）は、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）である。
【００８２】
【表１】
2018162477.tif 000002
【００８３】
【表２】
2018162477.tif 000003
【００８４】
かくして得られた各鋼板について、前述した方法により、残留オーステナイトの体積率および平均結晶粒径、ならびに、粒径：0.1μm未満のTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の合計の数を求めた。これらの結果を表３に示す。
なお、いずれの鋼板についても、残留オーステナイト以外の残部組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよび／または未再結晶フェライトであった。
【００８５】
また、上記のようにして、得られた鋼板について、以下の要領で引張試験および十字引張試験を行い、引張強さおよび伸び、ならびに十字引張力を評価した。
【００８６】
（１）引張試験
上記のようにして得られた鋼板から、JIS5号引張試験片を、圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、JIS Z 2241（1998）に準拠して、引張強さ（TS）と伸び（El）を測定した。
なお、目標とする引張強さ（TS）は、980MPa以上である。また、目標とする伸び（El）は、24％以上である。
評価結果を表３に示す。
【００８７】
（２）十字引張試験
上記のようにして得られた各鋼板から50×150mmの試験片を２枚切り出し、これらを重ね合わせて、抵抗スポット溶接を行うことで、JIS Z 3137に準拠した十字引張試験片を準備した。
ここで、上記の抵抗スポット溶接では、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相直流（50Hz）の抵抗スポット溶接機を用いた。なお、溶接の際に使用した一対の電極チップは、先端の曲率半径：R40、先端径：6mmのアルミナ分散銅のDR型電極とした。また、加圧力：3500N、通電時間：15サイクル（50Hz）、ホールド時間は1サイクル（50Hz）とし、ナゲット径が5√t（tは鋼板の板厚）になるように溶接電流を調節した。
そして、得られた十字引張試験片を用いて、JIS Z 3137（1999）に準拠した十字引張試験を行い、十字引張力を測定した。
なお、目標とする十字引張力は、5.0kN以上である。
評価結果を表３に示す。
【００８８】
【表３】
2018162477.tif 000004
【００８９】
発明例はいずれも、高い強度と伸びとを有し、十字引張力にも優れていることがわかる。
一方、比較例では、引張強さ、伸び、および十字引張力のいずれか１つ以上について、所望の特性が得られていない。
【図１】
2018162477.tif 000005
【図２】
2018162477.tif 000006