(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０９％以上０．３７％以下、
Ｓｉ：０．７０％超２．００％以下、
Ｍｎ：２．６０％以上３．６０％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、
炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトが面積率で５５％以上であり、
炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトが面積率で５％以上４０％以下であり、
残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．０５以上０．４０以下であり、
前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径がそれぞれ５．３μｍ以下である鋼組織を有し、
前記鋼組織は、さらに、表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下であり、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
なお、[％Ｃ]は、鋼中の成分元素Ｃの含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０１０％以上０．５００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
さらに、鋼板表面にめっき層を有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し得られた冷延板を、
２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度が１０℃／ｓ以上、加熱温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で加熱し、
次いで、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間が７０ｓ以上７００ｓ以下、かつ、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度が１０．０℃／ｓ以下となる条件で冷却する焼鈍を行う高強度鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記加熱温度域での酸素濃度が２ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下、かつ、露点が−３５℃以上である請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記焼鈍の後に、さらにめっき処理を施す請求項４または５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、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性に優れた１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の高強度鋼板は、自動車用部品等の構造部材として好適に用いることができる。
【背景技術】
【０００２】
車輌の軽量化によるＣＯ２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用薄鋼板の高強度化が進行しており、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格を形成する主要な構造部品では、引張強さ（ＴＳ）で１１８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。【０００３】
自動車の補強部品や骨格構造部品に用いられる高強度鋼板には、優れた成形性を有することが求められる。さらに、成形後の部品には寸法精度に優れることが要求される。例えば、クラッシュボックス等の部品では打抜き端面や曲げ加工部を有するため、成形性の観点からは高い伸びフランジ性や曲げ性を有する鋼板が好適である。また、部品のパフォーマンスの観点からは、鋼板の降伏比（ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強さＴＳ）を増加することで、衝突時における衝撃吸収エネルギーの上昇が実現される。さらに、部品の寸法精度の観点からは、鋼板の降伏比（ＹＲ）を一定範囲に制御することで、鋼板成形後のスプリングバックを抑制し、部品の寸法精度を制御することが可能となる。自動車部品への高強度鋼板の適用比率を増加させるには、これらの特性を総合的に満足することが要望されている。【０００４】
さらに、１１８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の適用に際しては靱性の低下が懸念されるため、高い靱性を有することが期待される。【０００５】
これらの要求に対し、例えば、特許文献１では、引張強さが９８０ＭＰａ以上、かつ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上の領域において、延性、伸びフランジ性、溶接性に加えて、曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板が提供されている。【０００６】
特許文献２では、延性と伸びフランジ性に優れ、高降伏比を有する引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板およびその製造方法が提供されている。【０００７】
特許文献３では、引張強さが１．４ＧＰａ以上、かつ、全伸びが８．０％以上であり、優れた靱性、スケール密着性およびスケール剥離性を有する熱処理鋼板部材およびその製造方法が提案されている。【０００８】
特許文献４では、引張強さが１．４ＧＰａ以上、かつ、降伏比が０．６５以上であり、優れた靱性、スケール密着性およびスケール剥離性を有する熱処理鋼板部材およびその製造方法が提案されている。【０００９】
特許文献５では、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、優れた延性および伸びフランジ性を有する高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。【００１０】
特許文献６では、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、優れた延性、伸びフランジ性および曲げ加工性を有する高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２０１５−２０００１２号公報
【特許文献２】特許第６１７２２９８号公報
【特許文献３】ＷＯ２０１６／１６３４６８号公報
【特許文献４】ＷＯ２０１６／１６３４６９号公報
【特許文献５】ＷＯ２０１７／１３８５０３号公報
【特許文献６】ＷＯ２０１７／１３８５０４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
しかしながら、特許文献１、２、５および６に記載の高強度鋼板では、靱性について考慮されていない。また、特許文献３および４に記載の熱処理鋼板部材では、伸びフランジ性および曲げ性について考慮されていない。このように、強度、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性を総合的に満足する鋼板は存在しない。【００１３】
本発明は、かかる事情に鑑み開発されたもので、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性に優れた１１８０ＭＰａ以上の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。【００１４】
なお、本発明において、部品の寸法精度に優れるとは、部品の寸法精度の指標である降伏比（ＹＲ）が６５％以上８５％以下とする。なお、ＹＲは次式（１）で求められる。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ・・・・（１）
また、伸びフランジ性に優れるとは、伸びフランジ性の指標である穴広げ率（λ）の値が３０％以上を意味する。
また、曲げ性は曲げ試験の合格率で評価し、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが５以下となる最大のＲにおいて、５サンプルの曲げ試験を実施し、次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生有無の評価を行い、５サンプルとも割れない場合、つまり、合格率１００％の場合のみ、曲げ性に優れると判断した。
また、靱性に優れるとは、シャルピー衝撃試験より得られた脆性−延性遷移温度が−４０℃以下とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下のことを見出した。
（１）硬質相（マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト）を主体とする組織とすることで、伸びフランジ性を３０％以上に実現できる。
（２）残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比を０．０５以上０．４０以下とすることで、部品の寸法精度の指標であるＹＲを６５％以上８５％以下に実現できる。
（３）マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径を５．３μｍ以下とすることで、靱性の指標である脆性−延性遷移温度を−４０℃以下に実現できる。
（４）さらに好ましくは、表層軟化厚みを１０μｍ以上１００μｍ以下とすることで、曲げ性を向上できる。【００１６】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。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：０．０９％以上０．３７％以下、
Ｓｉ：０．７０％超２．００％以下、
Ｍｎ：２．６０％以上３．６０％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、
炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトが面積率で５５％以上であり、
炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトが面積率で５％以上４０％以下であり、
残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．０５以上０．４０以下であり、
前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径がそれぞれ５．３μｍ以下である鋼組織を有し、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
なお、[％Ｃ]は、鋼中の成分元素Ｃの含有量（質量％）を示す。
［２］前記鋼組織は、さらに、表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下である［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０１０％以上０．５００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］さらに、鋼板表面にめっき層を有する［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し得られた冷延板を、
２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度が１０℃／ｓ以上、加熱温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で加熱し、
次いで、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間が７０ｓ以上７００ｓ以下、かつ、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度が１０．０℃／ｓ以下となる条件で冷却する焼鈍を行う高強度鋼板の製造方法。
［６］前記加熱温度域での酸素濃度が２ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下、かつ、露点が−３５℃以上である［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記焼鈍の後に、さらにめっき処理を施す［５］または［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性に優れた１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費向上を図ることができる。したがって、産業上の利用価値は極めて大きい。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【００１９】
先ず、高強度鋼板の成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
【００２０】
Ｃ：０．０９％以上０．３７％以下
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの分率や、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０９％未満では、マルテンサイトの分率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３７％を超えると、焼戻しマルテンサイトの分率が減少し、伸びフランジ性の指標である穴広げ率（λ）を３０％以上に実現することが困難になる。したがって、Ｃの含有量は、０．０９％以上０．３７％以下とする。好ましくは０．１０％以上とする。好ましくは０．３６％以下とする。より好ましくは０．１１％以上とする。より好ましくは０．３５％以下とする。
【００２１】
Ｓｉ：０．７０％超２．００％以下
Ｓｉは、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、残留オーステナイトの分率や、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．７０％以下では、残留オーステナイトを生成することができず、ＹＲを所望の範囲内に制御することができない。一方、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇するため、打抜きおよび穴広げ時のボイドの生成が増加してしまい、λが減少する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．７０％超２．００％以下とする。好ましくは０．８０％以上とする。好ましくは１．８０％以下とする。より好ましくは０．９０％以上とする。より好ましくは１．７０％以下とする。
【００２２】
Ｍｎ：２．６０％以上３．６０％以下
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの分率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が２．６０％未満では、マルテンサイトの分率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が３．６０％を超えると、焼戻しマルテンサイトの分率が減少し、λを３０％以上に実現することが困難になる。したがって、Ｍｎの含有量は、２．６０％以上３．６０％以下とする。好ましくは２．６５％以上とする。好ましくは３．５０％以下とする。より好ましくは２．７０％以上とする。より好ましくは３．４０％以下とする。
【００２３】
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、靱性が低下してしまい、所望の脆性−延性遷移温度を実現することができない。また、Ｐは鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。したがって、Ｐの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。好ましくは０．００２％以上とする。好ましくは０．０７０％以下とする。より好ましくは０．００３％以上とする。より好ましくは０．０５０％以下とする。
【００２４】
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、硫化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００５０％以下とする。
【００２５】
Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下
Ａｌは、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、残留オーステナイトの分率や、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。こうした効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．０１０％以上にする必要がある。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、フェライトが生成し、ＹＲを所望の範囲内に制御することができない。したがって、Ａｌの含有量は、０．０１０％以上１．０００％以下とする。好ましくは０．０１５％以上とする。好ましくは０．５００％以下とする。より好ましくは０．０２０％以上とする。より好ましくは０．１００％以下とする。
【００２６】
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００５％以上とする。好ましくは０．００５０％以下とする。
【００２７】
本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、Ｍｏ：０．０１０％以上０．５００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素が、単独で、あるいは組み合わせて含有されることが好ましい。
【００２８】
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを添加することで、連続焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇し、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が減少することから、鋼板の靱性を向上させることができる。こうした効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量を、それぞれ０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量がそれぞれ０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．００１％以上０．１００％以下とする。好ましくは０．００５％以上とする。好ましくは０．０６０％以下とする。
【００２９】
Ｂは、マルテンサイト変態開始温度を低下させることなく、焼入れ性を向上させることができる元素であり、連続焼鈍時の冷却過程でのフェライトの生成を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上にする必要がある。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００２％以上とする。好ましくは０．００５０％以下とする。
【００３０】
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを生成させるのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｏの含有量を０．０１０％以上にする必要がある。一方、Ｍｏの含有量が０．５００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｍｏを添加する場合、その含有量は０．０１０％以上０．５００％以下とする。好ましくは０．０２０％以上とする。好ましくは０．４５０％以下とする。
【００３１】
ＣｒおよびＣｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、連続焼鈍時の冷却過程で、オーステナイトを安定化し、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの生成を容易にする。こうした効果を得るためには、ＣｒおよびＣｕの含有量は、それぞれ０．０１％以上にする必要がある。一方、ＣｒおよびＣｕの含有量がそれぞれ１．００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、ＣｒおよびＣｕを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０１％以上１．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上とする。好ましくは０．７０％以下とする。
【００３２】
Ｎｉは、焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを生成させるのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｎｉの含有量が０．５０％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合、その含有量は０．０１％以上０．５０％以下とする。好ましくは０．０２％以上とする。好ましくは０．４５％以下とする。
【００３３】
ＳｂおよびＳｎは、表層軟化厚みを制御するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＳｂおよびＳｎの含有量は、それぞれ０．００１％以上にする必要がある。一方、ＳｂおよびＳｎの含有量がそれぞれ０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、ＳｂおよびＳｎを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．００１％以上０．２００％以下とする。好ましくは０．００５％以上とする。好ましくは０．１００％以下とする。
【００３４】
Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。加えて、Ｔａには、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による鋼板の強度向上への寄与率を安定化させる効果があると考えられる。こうした効果を得るためには、Ｔａの含有量は０．００１％にする必要がある。一方、Ｔａの含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｔａを添加する場合、その含有量は０．００１％以上０．１００％以下とする。
【００３５】
ＣａおよびＭｇは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＣａおよびＭｇの含有量は、それぞれ０．０００１％以上にする必要がある。一方、ＣａおよびＭｇの含有量がそれぞれ０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、ＣａおよびＭｇを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
【００３６】
Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒは、いずれも介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの含有量は、それぞれ０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの含有量がそれぞれ０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
【００３７】
ＲＥＭは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＲＥＭの含有量は、０．０００１％以上にする必要がある。一方、ＲＥＭの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、ＲＥＭを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
【００３８】
上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、上記任意成分について、含有量が下限値未満の場合には本発明の効果を害さないため、これら任意元素を下限値未満含む場合は、これらの任意元素を不可避的不純物として含むものとする。
【００３９】
次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
【００４０】
炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率：５５％以上
炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトを主相とすることで、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが可能となる。こうした効果を得るためには、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率を５５％以上にする必要がある。なお、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率の上限は特に規定しないが、所望のλおよびＹＲを実現するためには９５％以下であることが好ましく、より好ましくは９０％以下とする。したがって、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率は５５％以上とする。好ましくは５６％以上とする。好ましくは９５％以下とする。より好ましくは５７％以上とする。より好ましくは９０％以下とする。なお、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトは焼入れマルテンサイトと定義することもできる。また、[％Ｃ]は、鋼中の成分元素Ｃの含有量（質量％）を示す。
【００４１】
炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトの面積率：５％以上４０％以下
炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトを、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトに隣接させることで、所望のλおよびＹＲを実現することができる。こうした効果を得るためには、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトの面積率を５％以上にする必要がある。一方、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトが４０％を超えると、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率が減少してしまい、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトの面積率は５％以上４０％以下とする。好ましくは６％以上とする。好ましくは３９％以上とする。より好ましくは７％以上とする。好ましくは３８％以上とする。なお、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトはベイナイトと定義することもできる。また、[％Ｃ]は、鋼中の成分元素Ｃの含有量（質量％）を示す。
【００４２】
ここで、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率、および、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。
【００４３】
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストで研磨し、その後、アルミナを用いて仕上げ研磨を施す。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｐｒｏｂｅ  Ｍｉｃｒｏ  Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、加速電圧を７ｋＶ、測定領域を２２．５μｍ×２２．５μｍの条件で３視野測定し、測定後のデータを検量線法により炭素濃度に変換した。３視野のデータを合計し、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さい領域をマルテンサイト、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下の領域を焼戻しマルテンサイトと定義することで、それぞれの面積率を算出した。
【００４４】
残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比：０．０５以上０．４０以下
本発明において、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比（残留オーステナイト中の炭素濃度［質量％］／残留オーステナイトの体積率［体積％］）は、極めて重要な発明構成要件である。残留オーステナイトの体積率および残留オーステナイト中の炭素濃度を同時に制御することで、所望のＹＲを実現することができる。こうした効果を得るためには、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比を０．０５以上にする必要がある。一方、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．４０を超えると、打抜き時に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇するため、打抜きおよび穴広げ時のボイドの生成が増加してしまい、λが減少する。また、ＹＲが増加する。したがって、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比は０．０５以上０．４０以下とする。好ましくは０．０７以上とする。好ましくは０．３８以下とする。より好ましくは０．０９以上とする。好ましくは０．３６以下とする。
【００４５】
ここで、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比の測定方法は、以下の通りである。
【００４６】
鋼板表層から板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が観察面となるように、研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した。その面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、オーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、フェライトの（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、フェライトの各面からの積分反射強度に対するオーステナイトの各面からの積分反射強度の強度比からオーステナイトの体積率を求め、これを残留オーステナイトの体積率とした。また、残留オーステナイト中の炭素濃度は、まず残留オーステナイトの格子定数をオーステナイトの（２２０）面の回折ピークシフト量から式（２）により算出し、得られた残留オーステナイトの格子定数を式（３）に代入することにより算出した。
ａ＝１．７９０２１√２／ｓｉｎθ  ・・・（２）
ａ＝３．５７８＋０．０００９５［Ｍｎ］＋０．０２２［Ｎ］＋０．０００６［Ｃｒ］＋０．００３１［Ｍｏ］＋０．００５１［Ｎｂ］＋０．００３９［Ｔｉ］＋＋０．００５６［Ａｌ］＋０．０３３［Ｃ］  ・・・（３）
ここで、ａは残留オーステナイトの格子定数（Å）、θは（２２０）面の回折ピーク角度を２で除した値（ｒａｄ）、［Ｍ］は残留オーステナイト中の元素Ｍの質量％である。本発明では残留オーステナイト中のＣ以外の元素Ｍの質量％は、鋼全体に占める質量％とした。
【００４７】
マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径：５．３μｍ以下
本発明において、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、極めて重要な発明構成要件である。所望の材質を得るためには、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの組織の微細化が重要である。マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトはともにオーステナイトから生成するため、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの結晶粒径はともにオーステナイトの結晶粒径の影響を受ける。そのため、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトをそれぞれ区別し、個々の粒径を制御する必要はなく、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径を減少させることで、鋼板の靱性を向上することができる。こうした効果を得るためには、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径をそれぞれ５．３μｍ以下にする必要がある。なお、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径の下限はそれぞれ特に規定しないが、所望のＹＲを実現するためには１．０μｍ以上であることが好ましく、より好ましくは２．０μｍ以上とする。したがって、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径をそれぞれ５．３μｍ以下とする。好ましくは１．０μｍ以上とする。好ましくは５．０μｍ以下とする。より好ましくは２．０μｍ以上とする。より好ましくは４．９μｍ以下とする。
【００４８】
ここで、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径の測定方法は、以下の通りである。
【００４９】
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化した後、０．１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去し、次いで、板厚１／４位置について、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて、ステップサイズ０．０５μｍの条件で結晶方位を測定し、得られたデータを、ＡＭＥＴＥＫ  ＥＤＡＸ社のＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、ピクセル間方位差が５°以上の場合を粒界と定義することで算出した。ここで本データは、元データをＧｒａｉｎ  Ｄｉｌａｔｉｏｎ法（Ｇｒａｉｎ  Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ  Ａｎｇｌｅ：５、Ｍｉｎｉｍｕｍ  Ｇｒａｉｎ  Ｓｉｚｅ：２）を用いてクリーンアップ処理を１回処理した後、ＣＩ（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ  Ｉｎｄｅｘ）＞０．０５を閾値と設定した。
【００５０】
表層軟化厚み：１０μｍ以上１００μｍ以下（好適条件）
板厚１／４位置と比較して、鋼板の表層部を軟化させることで、所望の曲げ性を実現することができる。こうした効果を得るためには、表層軟化厚みを１０μｍ以上にすることが好ましい。一方、所望のＴＳを実現するためには、表層軟化厚みが１００μｍ以下であることが好ましい。したがって、表層軟化厚みは１０μｍ以上１００μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは１２μｍ以上とする。より好ましくは８０μｍ以下とする。さらに好ましくは１５μｍ以上とする。さらに好ましくは６０μｍ以下とする。
【００５１】
ここで、表層軟化厚みの測定方法は、以下の通りである。
【００５２】
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨により表面を平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重２５ｇｆで、表層から５μｍの位置より板厚中心まで、５μｍ間隔で測定を行った。板厚１／４位置で得られた硬度より８５％減少した硬度が占める領域を軟化領域とし、鋼板表層からの軟化領域を表層軟化厚みと定義した。
【００５３】
また、本発明に従う鋼組織では、上述したマルテンサイト（焼入れマルテンサイト）、焼戻しマルテンサイト（ベイナイト）、および、残留オーステナイト以外に、フェライト、パーライト、セメンタイト等の炭化物やその他鋼板の組織として公知のものが、面積率で３％以下の範囲であれば、含まれていても、本発明の効果が損なわれることはない。なお、その他の鋼板の組織（残部組織）は、例えばＳＥＭ観察で確認し判定すればよい。
【００５４】
本発明の高強度鋼板の成分組成および鋼組織は上記の通りである。また、高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。
【００５５】
また、本発明の高強度鋼板は、さらに鋼板表面にめっき層を備えてもよい。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっき（Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とし残部はＺｎとすることが好ましい。また、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層の場合、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ及びＬａから選ばれる一種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。
【００５６】
また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層の場合、一般的には、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成である。本発明では、片面あたりのめっき付着量が２０〜８０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層を有することが好ましい。また、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７〜２０質量％である。
【００５７】
次に、本発明の製造方法について説明する。
【００５８】
本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。また、鋼スラブ（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に加え、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。スラブを加熱する場合は、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、スラブ加熱温度を１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。また、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、加熱温度を低めにした場合は、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。仕上げ圧延は、圧延負荷の増大や、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、圧延方向に伸長した異常な組織が発達した結果、焼鈍板の加工性を低下させる場合があるため、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度で行うことが好ましい。また、熱間圧延後の巻取温度は、焼鈍板の加工性を低下する懸念があることから、３００℃以上７００℃以下で行うことが好ましい。
【００５９】
なお、熱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よい。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。
【００６０】
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における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、一回でも良いし、複数回に分けても良い。
【００６１】
上記のようにして得られた熱延後酸洗処理板に冷間圧延を施す際、熱延後酸洗処理板のままで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。
【００６２】
冷間圧延の条件は特に限定しないが、冷間圧延における圧下率は３０％以上８０％以下とすることが好ましい。なお、圧延パスの回数、各パスの圧下率については、特に限定されることなく本発明の効果を得ることができる。
【００６３】
上記のようにして得られた冷延板に、焼鈍を行う。焼鈍条件は以下のとおりである。
【００６４】
２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度：１０℃／ｓ以上
本発明において、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、極めて重要な発明構成要件である。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を上昇することで、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径を制御し、所望の靱性を実現することができる。こうした効果を得るためには、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上にする必要がある。なお、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度の上限は特に規定しないが、所望のＹＲを実現するためには５０℃／ｓ以下であることが好ましく、より好ましくは４０℃／ｓ以下とする。したがって、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は１０℃／ｓ以上とする。好ましくは１２℃／ｓ以上とする。好ましくは５０℃／ｓ以下とする。より好ましくは１４℃／ｓ以上とする。より好ましくは４０℃／ｓ以下とする。
【００６５】
加熱温度：８５０℃以上９５０℃以下
加熱温度（焼鈍温度）が８５０℃未満では、フェライトとオーステナイトの二相域での焼鈍処理になるため、焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、所望のλおよびＹＲを実現することが困難になる。一方、加熱温度が９５０℃を超えると、焼鈍中のオーステナイトの結晶粒が粗大化してしまい、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が増大するため、所望の靱性を実現することができない。したがって、加熱温度は８５０℃以上９５０℃以下とする。好ましくは８６０℃以上とする。好ましくは９４０℃以下とする。より好ましくは８７０℃以上とする。より好ましくは９３０℃以下とする。
【００６６】
なお、上記加熱温度での保持時間は特に限定しないが、１０ｓ以上６００ｓ以下とすることが好ましい。
【００６７】
また、加熱温度以下４００℃以上における平均冷却速度は特に限定しないが、５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００６８】
加熱温度域における酸素濃度：２ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下（好適条件）
焼鈍時、加熱温度域における酸素濃度を上昇させることで、空気中の酸素を介して脱炭が進行し、鋼板表層部に軟化層が形成することができ、その結果、所望のＲ／ｔを実現することができる。こうした効果を得るためには、加熱温度域における酸素濃度を２ｐｐｍ以上にすることが好ましい。一方、所望のＴＳを実現するためには、加熱温度域における酸素濃度を３０ｐｐｍ以下とすることが好ましい。したがって、加熱温度域における酸素濃度は２ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは４ｐｐｍ以上とする。より好ましくは２８ｐｐｍ以下とする。さらに好ましくは５ｐｐｍ以上とする。さらに好ましくは２５ｐｐｍ以下とする。なお、上記加熱温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記加熱温度域にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整する。
【００６９】
加熱温度域における露点：−３５℃以上（好適条件）
焼鈍時、加熱温度域における露点を上昇させることで、空気中の水分を介して脱炭が進行し、鋼板表層部に軟化層が形成することができ、その結果、所望のＲ／ｔを実現することができる。こうした効果を得るためには、加熱温度域における露点を−３５℃以上にすることが好ましい。なお、加熱温度域における露点の上限は特に規定しないが、所望のＴＳを実現するためには１５℃以下であることが好ましく、より好ましくは５℃以下とする。したがって、上記加熱温度域における露点は−３５℃以上とすることが好ましい。より好ましくは−３０℃以上とする。より好ましくは１５℃以下とする。さらに好ましくは−２５℃以上とする。さらに好ましくは５℃以下とする。なお、上記加熱温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記加熱温度域にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
【００７０】
５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間：７０ｓ以上７００ｓ以下
本発明において、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間は、極めて重要な発明構成要件である。５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間を適正に制御することで、残留オーステナイトの体積率および残留オーステナイト中の炭素濃度を制御することでき、その結果、所望のＹＲを実現することができる。こうした効果を得るためには、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間を７０ｓ以上にする必要がある。一方、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間が７００ｓを超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が増加し、打抜き時に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇するため、打抜きおよび穴広げ時のボイドの生成が増加してしまい、λが減少する。また、ＹＲが増加する。したがって、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間は７０ｓ以上７００ｓ以下とする。好ましくは７５ｓ以上とする。好ましくは５００ｓ以下とする。より好ましくは８０ｓ以上とする。より好ましくは４００ｓ以下とする。
【００７１】
５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度：１０．０℃／ｓ以下
本発明において、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度は、極めて重要な発明構成要件である。５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度を適正に制御することで、残留オーステナイトの体積率および残留オーステナイト中の炭素濃度を制御することでき、その結果、所望のＹＲを実現することができる。こうした効果を得るためには、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度を１０．０℃／ｓ以下にする必要がある。なお、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度の下限は特に規定しないが、所望のλを実現するためには、０．５℃／ｓ以上であることが好ましく、より好ましくは１．０℃／ｓ以上とする。したがって、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度は１０．０℃／ｓ以下とする。好ましくは０．５℃／ｓ以上とする。好ましくは７．０℃／ｓとする。より好ましくは１．０℃／ｓ以上とする。より好ましくは５．０℃／ｓとする。
【００７２】
５０℃未満の冷却は、特に規定する必要がなく、任意の方法により所望の温度に冷却してよい。なお、上記所望の温度は、室温程度が望ましい。
【００７３】
また、上記の高強度鋼板に調質圧延を施してもよい。スキンパス圧延での圧下率は、１．５％を超えると、鋼の降伏応力が上昇しＹＲが増加することから、１．５％以下とすることが好適である。なお、スキンパス圧延での圧下率の下限は、特に限定しないが、生産性の観点から０．１％以上が好ましい。
【００７４】
なお、高強度鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
【００７５】
本発明では、焼鈍の後に、さらに高強度鋼板にめっき処理を施してもよい。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ−Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。
【００７６】
なお、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、高強度鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき後に、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。４７０℃未満では、Ｚｎ?Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、生産性が損なわれる。一方、６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳが低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４７０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましく、４７０℃以上５６０℃以下の温度域で合金化処理を施すことがより好ましい。また、電気亜鉛めっき処理を施してもよい。また、めっき付着量は片面あたり２０〜８０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７〜１５質量％とすることが好ましい。
【００７７】
めっき処理後のスキンパス圧延での圧下率は、０．１％以上２．０％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、２．０％を超えると、生産性が著しく低下し、かつ、ＹＲが増加するので、これを良好範囲の上限とする。スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
【００７８】
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ  Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ  Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
【実施例】
【００７９】
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転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施した。【００８０】
次いで、表２に示した条件で焼鈍処理を施し、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。さらに、一部の高強度冷延鋼板にめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、および、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌ：０．１４〜０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、また、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり４５〜７２ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とする。また、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。めっき層をＺｎ―Ｎｉめっき層とするＥＧでは、めっき層中のＮｉ含有量を９質量％以上２５質量％以下とした。【００８１】
【表１】
0006747612.tif 000002
【００８２】
【表２】
0006747612.tif 000003
【００８３】
以上のようにして得られた高強度冷延鋼板および各めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、伸びフランジ性、曲げ性および靱性を価した。【００８４】
引張試験
引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して直角方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、クロスヘッド速度が１．６７×１０−１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳおよびＴＳを測定した。なお、本発明では、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上を合格と判断した。また、部品の寸法精度に優れるとは、部品の寸法精度の指標である降伏比（ＹＲ）が６５％以上８５％以下の場合を良好と判断した。なお、ＹＲは上述の式（１）に記載の計算方法で算出した。【００８５】
穴広げ試験
穴広げ試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍに剪断後、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。
なお、本発明では、伸びフランジ性の指標である穴広げ率（λ）の値が鋼板の強度に関係なく３０％以上の場合を、伸びフランジ性が良好と判断した。【００８６】
曲げ試験
曲げ試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。その後、押込み荷重が１００ｋＮ、押付け保持時間が５秒とする条件で、９０°Ｖ曲げ試験を行った。なお、本発明では、曲げ性は曲げ試験の合格率で評価し、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが５以下となる最大のＲ（例えば、板厚が１．２ｍｍの場合、曲げ半径は７．０ｍｍ）において、５サンプルの曲げ試験を実施し、次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生有無の評価を行い、５サンプルとも割れない場合、つまり、合格率１００％の場合のみ、曲げ性が良好と判断した。ここで、亀裂発生有無は、曲げ頂点の稜線部をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ−２０００：株式会社ハイロックス製）を用いて、４０倍の倍率で測定することにより評価した。【００８７】
シャルピー衝撃試験
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して直角方向がＶノッチ付与方向となるように、幅が１０ｍｍ、長さが５５ｍｍ、長さの中央部にノッチ深さが２ｍｍとなるよう９０°のＶノッチを付与した試験片を採取した。その後、−１２０〜＋１２０℃の試験温度域でシャルピー衝撃試験を行い、得られた脆性破面率より遷移曲線を求め、脆性破面率が５０％となる温度を脆性−延性遷移温度と決定した。なお、本発明では、シャルピー試験より得られた脆性−延性遷移温度が−４０℃以下の場合を、靱性が良好と判断した。【００８８】
また、前述した方法にしたがって、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径、および、表層軟化厚みを求めた。また、残部組織についても組織観察で確認した。【００８９】
結果を表３に示す。【００９０】
【表３】
0006747612.tif 000004
【００９１】
表３に示すように、本発明例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性が優れている。一方、比較例では、強度（ＴＳ）、部品の寸法精度（ＹＲ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性および靱性のいずれか一つ以上が劣っている。
【要約】
部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性に優れた１１８０ＭＰａ以上の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。
所定の成分組成であり、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトが面積率で５５％以上であり、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトが面積率で５％以上４０％以下であり、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．０５以上０．４０以下であり、前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径がそれぞれ５．３μｍ以下である鋼組織を有し、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である高強度鋼板。なお、[％Ｃ]は、鋼中の成分元素Ｃの含有量（質量％）を示す。