JP7164024B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される部材として好適な、成形性に優れた高強度鋼板および製造方法に関する。特に、本発明は、０．７０超の高い降伏比（ＹＲ）を有し、かつ、９８０ＭＰa以上のＴＳ（引張強さ）を有し、延性のみならず、穴広げ性と曲げ性にも優れた高強度鋼板を得ようとするものである。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきているが、鋼板の高強度化は成形性の低下を招くことから、高強度と高成形性を併せ持つ材料の開発が望まれている。さらに、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の鋼板は自動車用骨格部材として適用する際に、高成形性に加え、乗員を保護するため高いＹＲ（降伏比）が求められる。
高強度かつ延性に優れた鋼板として、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した高強度鋼板が提案されている。このような鋼板は、残留オーステナイトを有した組織を呈し、鋼板の成形時には残留オーステナイトによって成形が容易である一方、成形後には残留オーステナイトがマルテンサイト化するため高強度を備えたものになる。
例えば、特許文献１では、引張強さが１０００ＭＰａ以上で、全伸び（ＥＬ）が３０％以上の残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した非常に高い延性を有する高強度鋼板が提案されている。このような鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後に、ベイナイト変態温度域に焼入れて等温保持する、いわゆるオーステンパー処理を行うことにより製造される。このオーステンパー処理によるオーステナイトへのＣの濃化により残留オーステナイトが生成されるが、多量の残留オーステナイトを得るためには０．３％を超える多量のＣ添加が必要となる。しかし、鋼中のＣ濃度が高くなるとスポット溶接性が低下し、とくに０．３％を超えるようなＣ濃度ではその低下が顕著であり、自動車用鋼板としては実用化が困難となっている。また、上記特許文献では、高強度薄鋼板の延性を向上させることを主目的としているため、穴広げ性や曲げ性については考慮されていない。
特許文献２では、高Ｍｎ鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理を施すことにより、高い強度－延性バランスが得られている。しかしながら、特許文献２では、未変態オーステナイト中へのＭｎ濃化による延性の向上については検討されておらず、加工性の改善の余地がある。
また特許文献３では、中Ｍｎ鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理を施すことにより、未変態オーステナイト中へとＭｎを濃化させることで、安定な残留オーステナイトを形成させ全伸びを向上させている。しかしながら、熱処理時間が短く、Ｍｎの拡散速度は遅いため、伸びの他、降伏比、穴広げ性や曲げ性を両立させるためには、Ｍｎの濃化が不十分であると推察される。
さらに特許文献４では、中Ｍｎ鋼を用いて、熱延板にフェライトとオーステナイトの二相域で長時間熱処理を施すことにより、未変態オーステナイト中へのＭｎ濃化を促進させたアスペクト比の大きな残留オーステナイトを形成させ均一伸びと穴広げ性を向上させている。しかしながら、上記文献は、Ｍｎ濃化のみに基づいた高強度鋼板の延性と穴広げ性の向上の検討をしており、残留オーステナイトやマルテンサイトからなる第二相中のＣとＭｎの分配制御による降伏比の向上や曲げ性については検討されていない。
特開昭６１－１５７６２５号公報 特開平１－２５９１２０号公報 特開２００３－１３８３４５号公報 特許第６１２３９６６号公報
本発明は、上記の様な現状に鑑みなされたものであり、その目的は、０．７０超の高い降伏比（ＹＲ）を有し、かつ、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有し、かつ優れた成形性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にある。ここで云う成形性とは、延性と穴広げ性、および曲げ性を示す。
本発明者らは、上記した課題を解決するべく、鋼板の成分組成および製造方法の観点から鋭意研究を重ねたところ、以下のことを見出した。
すなわち、２．５０質量％以上８．００質量％以下のＭｎを含有し、Ｔｉなどのその他の合金元素の成分組成を適正に調整して、熱間圧延後、必要に応じて、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持し、冷間圧延する。その後、Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却する。これにより、続く再加熱工程において、アスペクト比の大きな微細な残留オーステナイトの核となるフィルム状オーステナイトを生成せしめることが重要であることを見出した。前記冷却停止後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２０以上１８００ｓ以下保持後、冷却する。さらに必要に応じて、亜鉛めっき処理を施し、必要に応じてさらに、４５０℃以上６００℃以下で合金化処理を施す。続いて１００℃以下まで冷却し、１００℃超４００℃以下の温度域内で１０ｓ以上保持後、冷却する。これにより、鋼組織が、面積率で、フェライトが３０％以上８０％以下、焼戻しマルテンサイトが３．０％以上３５％以下であり、残留オーステナイトが８％以上であり、さらに、アスペクト比が２．０以上かつ短軸が１μｍ以下の残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率を除した値が０．３以上であり、さらに前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．５以上であり、かつ前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値に残留オーステナイトの平均アスペクト比を乗じた値が３．０以上であり、さらに前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）をフェライト中の平均Ｃ量（質量％）で除した値が３．０以上であり、さらに、前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）を前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が０．０５未満であり、さらに鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下である優れた成形性を有した高強度鋼板の製造が可能となることが分かった。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、Ｍｎ：２．５０％～８．００％、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１％以上２．０００％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と、面積率で、フェライトが３０％以上８０％以下、焼戻しマルテンサイトが３．０％以上３５％以下であり、残留オーステナイトが８％以上であり、アスペクト比が２．０以上かつ短軸が１μｍ以下の残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が０．３以上であり、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値が１．５以上であり、かつ残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値に残留オーステナイトの平均アスペクト比を乗じた値が３．０以上であり、残留オーステナイト中の平均Ｃ量(質量％)をフェライト中の平均Ｃ量(質量％)で除した値が３．０以上であり、残留オーステナイト中の平均Ｃ量(質量％)を残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値が０．０５未満である鋼組織と、を有し、さらに鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下である、高強度鋼板。
［２］前記成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素をさらに含有する、［１］に記載の高強度鋼板。
［３］表面に、さらに亜鉛めっき層を有する、［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記亜鉛めっき層が、合金化亜鉛めっき層である、[３]に記載の高強度鋼板。
［５］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延後、３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、Ａｃ1変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、１００℃以下まで冷却し、さらに、１００℃超４００℃以下の温度域内で１０ｓ以上保持後、冷却する、面積率で、フェライトが３０％以上８０％以下、焼戻しマルテンサイトが３％以上３５％以下であり、残留オーステナイトが８％以上であり、アスペクト比が２．０以上かつ短軸が１μｍ以下の残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率を除した値が０．３以上であり、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値が１．５以上であり、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値に残留オーステナイトの平均アスペクト比を乗じた値が３．０以上であり、残留オーステナイト中の平均Ｃ量(質量％)をフェライト中の平均Ｃ量(質量％)で除した値が３．０以上であり、残留オーステナイト中の平均Ｃ量(質量％)を残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値が０．０５未満である鋼組織を有し、鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下である、高強度鋼板の製造方法。
［６］巻き取り後に続いて、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持する、［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記Ａｃ1変態点以上Ａｃ1変態点＋１５０℃以下の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後に冷却し、次いで亜鉛めっき処理を施した後に、前記１００℃以下まで冷却する、［５］又は［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］亜鉛めっき処理後に続いて、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す、［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、０．７０超の高い降伏比（ＹＲ）を有し、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有し、成形性、特に延性のみならず穴広げ性と曲げ性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の製造方法によって得られた高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
以下、本発明を具体的に説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
（１）本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下
Ｃは、焼戻しマルテンサイトなどの低温変態相を確保し、強度を上昇させるために必要な元素である。また、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。Ｃ量が０．０３０％未満では所望の焼戻しマルテンサイトの面積率を確保することが難しく、所望の強度が得られない。また、十分な残留オーステナイトの面積率を確保することが難しく、良好な延性が得られない。一方、Ｃを、０．２５０％を超えて過剰に添加すると、硬質な焼戻しマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、焼戻しマルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性、アーク溶接性などが劣化する。こうした観点からＣ量を、０．０３０％以上０．２５０％以下とする。好ましくは、０．０８０％以上０．２００％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下
Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性の確保に有効である。Ｓｉ量が０．０１％に満たないとその添加効果が乏しくなるため、下限を０．０１％とした。しかしながら、３．００％を超えるＳｉの過剰な添加は、鋼の脆化による延性の低下および曲げ性の低下を引き起こすばかりか赤スケールなどの発生による表面性状の劣化を引き起こす。さらに、めっき品質の低下を招く。そのため、Ｓｉは０．０１％以上３．００％以下とする。好ましくは、０．２０％以上２．００％以下である。より好ましくは、０．２０％以上０．７０％未満である。
Ｍｎ：２．５０％以上８．００％以下
Ｍｎは、本発明において極めて重要な添加元素である。Ｍｎは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｍｎは、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトを確保し、良好な延性を得るのに有効である。このような作用は、鋼のＭｎ量が２．５０％以上で認められる。ただし、Ｍｎ量が８．００％を超える過剰な添加は、硬質な焼戻しマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、焼戻しマルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性の低下を招く場合がある。さらに、化成処理性およびめっき品質を悪化させる。こうした観点からＭｎ量を、２．５０％以上８．００％以下とする。好ましくは、３．１０％以上６．００％以下である。より好ましくは、３．２０％以上４．２０％以下である。
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる元素である。また、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｐ量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐ量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、Ｐ量は０．００１％以上０．１００％以下、好ましくは０．００５％以上０．０５０％以下とする。
Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、その量は０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、Ｓ量は０．０００１％以上にする必要がある。したがって、Ｓ量は０．０００１％以上０．０２００％以下、好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下とする。
Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．０００５％以上にする必要がある。したがって、Ｎ量は０．０００５％以上０．０１００％、好ましくは０．００１０％以上０．００７０％以下とする。
Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下
Ａｌは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、機械的特性の焼鈍温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。Ａｌの含有量が０．００１％に満たないとその添加効果に乏しくなるので、下限を０．００１％とした。また、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。しかし、２．０００％を超える多量の添加は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点からＡｌ量を、０．００１％以上２．０００％以下とする。好ましくは、０．２００％以上１．２００％以下である。
また、上記の成分に加えて、質量％でＴｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略）：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有させることができる。
Ｔｉ：０．２００％以下
Ｔｉは、鋼の析出強化に有効であり、フェライトの強度を向上させることで硬質第２相（焼戻しマルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、より良好な穴広げ性を確保可能である。Ｔｉを添加する場合には、０．００５％以上加えることが好ましい。さらに好ましくは、０．０１０％以上である。しかし、０．２００％を超えると、硬質な焼戻しマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、焼戻しマルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Ｔｉを添加する場合には、その添加量を０．２００％以下とする。好ましくは０．１００％以下とする。
Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下
Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、鋼の析出強化に有効である。また、Ｔｉ添加の効果と同様に、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（焼戻しマルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、より良好な穴広げ性を確保可能である。Ｎｂ、Ｖ、Ｗを添加する場合には、それぞれが０．００５％以上加えることが好ましい。より好ましくは、０．０１０％以上である。しかし、Ｎｂは０．２００％、Ｖ、Ｗは０．５００％を超えると、硬質な焼戻しマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、焼戻しマルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Ｎｂを添加する場合には、その添加量は０．２００％以下とし、好ましくは０．１００％以下とする。Ｖ、Ｗを添加する場合は、その添加量は０．５００％以下とし、好ましくは０．３００％以下とする。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（焼戻しマルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、より良好な穴広げ性を確保可能である。Ｂを添加する場合には、０．０００３％以上が好ましい。より好ましくは、０．０００５％以上である。しかし、０．００５０％を超えると成形性が低下する場合がある。従って、Ｂを添加する場合には、その添加量は、０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下とする。
Ｎｉ：１．０００％以下
Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、より良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。Ｎｉを添加する場合には、０．００５％以上が好ましい。一方、１．０００％を超えて添加すると、硬質な焼戻しマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、焼戻しマルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Ｎｉを添加する場合には、その添加量は、１．０００％以下とする。
Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下
Ｃｒ、Ｍｏは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので必要に応じて添加することができる。Ｃｒ、Ｍｏを添加する場合には、それぞれ０．００５％以上が好ましい。しかしながら、それぞれＣｒ：１．０００％、Ｍｏ：１．０００％を超えて過剰に添加すると、硬質な焼戻しマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、焼戻しマルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれ１．０００％以下とする。
Ｃｕ：１．０００％以下
Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。Ｃｕを添加する場合には、０．００５％以上が好ましい。一方、１．０００％を超えて添加すると、硬質な焼戻しマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、焼戻しマルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Ｃｕを添加する場合には、１．０００％以下とする。
Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下
ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。このような窒化や酸化を抑制し、鋼板表面において焼戻しマルテンサイトの面積率が減少するのを防止し、強度や材質安定性の確保に有効である。Ｓｎ、Ｓｂを添加する場合には、それぞれ０．００２％以上が好ましい。一方で、これらいずれの元素についても、０．２００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く場合がある。従って、ＳｎおよびＳｂを添加する場合には、その含有量は、それぞれ０．２００％以下とする。
Ｔａ：０．１００％以下
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、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することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、Ｔａを含有することが好ましい。ここで、Ｔａを添加する場合には、０．００１％以上が好ましい。一方で、Ｔａを過剰に添加しても析出物安定化効果が飽和する場合がある上、合金コストも増加する。従って、Ｔａを添加する場合には、その含有量は、０．１００％以下とする。
Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下
Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。これらの元素を添加する場合には、それぞれ０．０００５％以上が好ましい。しかしながら、それぞれ０．００５０％を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす場合がある。従って、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭを添加する場合は、その添加量はそれぞれ０．００５０％以下とする。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
（２）次に、鋼組織について説明する。
フェライトの面積率：３０％以上８０％以下
十分な延性を確保するため、フェライトの面積率を３０％以上にする必要がある。また、９８０ＭＰａ以上の引張強さ確保のため、軟質なフェライトの面積率を８０％以下にする必要がある。なお、ここで云うフェライトとは、ポリゴナルフェライトやグラニュラーフェライトやアシキュラーフェライトを指し、比較的軟質で延性に富むフェライトのことである。好ましくは、４０％以上７５％以下である。
焼戻しマルテンサイトの面積率：３．０％以上３５％以下
焼戻しマルテンサイトは、高い局部伸び、良好な穴広げ性と曲げ性および高降伏比を確保するために３．０％以上必要である。高い局部伸びと良好な穴広げ性、曲げ性および高降伏比を達成するためには、焼戻しマルテンサイトの面積率は３．０％以上にする必要がある。また、９８０ＭＰａ以上のＴＳを達成するためには焼戻しマルテンサイトの面積率を３５％以下にする必要がある。好ましくは、５．０％以上２０％以下である。
なお、フェライト、および焼戻しマルテンサイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、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）について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ
Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織（フェライト、焼戻しマルテンサイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、焼戻しマルテンサイトは白色の（焼入れ）マルテンサイトの内部に灰色の内部構造を有する組織を呈している。
残留オーステナイトの面積率：８％以上
十分な延性を確保するため、残留オーステナイトの面積率を８％以上にする必要がある。好ましくは１２％以上２５％以下である。
なお、残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚１／４位置から０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の{２００}、{２２０}、{３１１}面および、ｂｃｃ鉄の{２００}、{２１１}、{２２０}面の回折ピークの各々の積分強度比を測定し、得られた９つの積分強度比を平均化して求めた。
アスペクト比が２．０以上かつ短軸が１μｍ以下の残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が０．３以上
アスペクト比が２．０以上かつ短軸が１μｍ以下の残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が０．３以上であることは本発明において重要な構成要件である。アスペクト比が２．０以上かつ短軸が１μｍ以下の残留オーステナイトは穴広げ工程前の打ち抜き時のボイド発生を抑制するため、穴広げ性の向上に寄与する。良好な穴広げ性を確保するためには、高延性を得るのに十分な残留オーステナイトの面積率を確保した上で、アスペクト比が２．０以上かつ短軸が１μｍ以下の残留オーステナイトの面積率は多い必要がある。好ましくは０．５以上である。アスペクト比の上限値は１５．０以下であることが好ましい。短軸の下限値は、ＥＢＳＤの検出限界である０．０５μｍ以上であることが好ましい。
焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトは、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）のＰｈａｓｅ Ｍａｐ識別した。なお、残留オーステナイトのアスペクト比は、Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ｅｌｅｍｅｎｔｓ １３を用いて、残留オーステナイト粒に外接する楕円を描画し、その長軸長さを短軸長さで除することで算出した。
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値：１．５以上
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値が１．５以上であることは、本発明において極めて重要な構成要件である。良好な延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトの面積率が高い必要がある。好ましくは２．０以上である。残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量は、高ければ高いほど延性が向上するので上限値は特に定めないが、１０．０以下であることが好ましい。
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値に残留オーステナイトの平均アスペクト比を乗じた値が３．０以上
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値に残留オーステナイトの平均アスペクト比を乗じた値が３．０以上であることは極めて重要な構成要件である。良好な延性を確保するためには、アスペクト比が大きく、かつＭｎが濃化した安定な残留オーステナイトの面積率が高い必要がある。また、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値に残留オーステナイトの平均アスペクト比を乗じた値が３．０未満となると、穴広げ工程前の打ち抜き時のボイド発生が顕著となり、穴広げ性が低下する場合がある。好ましくは４．０以上である。また、好適な上限値は２０．０以下である。
残留オーステナイト中のＣ量(質量％)をフェライト中の平均Ｃ量(質量％)で除した値：３．０以上
残留オーステナイト中のＣ量(質量％)をフェライト中の平均Ｃ量(質量％)で除した値が３．０以上であることは、本発明において極めて重要な構成要件である。良好な延性と曲げ性を確保するためには、Ｃが濃化した安定な残留オーステナイトの面積率が高い必要がある。好ましくは５．０以上である。また、好適な上限値は１０．０以下である。
前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量(質量％)を前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値が０．０５未満
残留オーステナイト中のＣ量(質量％)を残留オーステナイト中のＭｎ量(質量％)で除した値が０．０５未満であることは、本発明において極めて重要な構成要件である。高ＹＲを確保するためにはＣとＭｎが安定した残留オーステナイトにおいて、Ｃよりも、Ｍｎがより多量に濃化することで、残留オーステナイトの安定性が増し、降伏応力が高くなる。好ましくは０．０２以上であり０．０４以下である。
残留オーステナイトおよびフェライト中のＣおよびＭｎ量は、３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ：３ Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ Ａｔｏｍ Ｐｒｏｂｅ）を用いて、板厚１／４位置から試料を切り出し、測定を行う。まず残留オーステナイトおよびフェライトを含む部位を採取し、集束イオンビームによって針状試料に加工する。３ＤＡＰにより針状試料に電圧を印加し、その際に放出されるＣおよびＭｎイオンを分析し、残留オーステナイトおよびフェライト毎に測定されたＣおよびＭｎ原子数をその他全原子数で割ることで原子％としてＭｎ量を決定できる。これを、測定視野内のランダムな３０個の残留オーステナイト粒および３０個のフェライト粒に対して行い、Ｃ、Ｍｎ量の定量分析結果の平均値を求める。残留オーステナイトおよびフェライト中のＣおよびＭｎ量（質量％）は、前記得られたＣ、Ｍｎ量（原子％）を質量％に換算することによって得られる。
本発明の鋼組織には、フェライト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外に、焼入れマルテンサイト、ベイナイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物が、面積率で１０％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下
鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下であることは、本発明において重要な構成要件である。高い局部伸びと良好な穴広げ性を確保するためには、鋼中拡散性水素量を０．３質量ｐｐｍ以下にする必要がある。鋼中拡散性水素量は、好ましくは０．２質量ｐｐｍ以下の範囲内である。焼鈍板より長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、めっき層を研削除去後、鋼中の拡散性水素量および拡散性水素の放出ピークを測定した。放出ピークは昇温脱離分析法（Ｔｈｅｒｍａｌ Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＴＤＳ）で測定し、昇温速度は２００℃／ｈｒとした。なお、３００℃以下で検出された水素を拡散性水素とした。
なお、鋼板の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、合金化処理してなる合金化亜鉛めっき層であっても良い。
（３）次に製造条件について説明する。
鋼スラブの加熱温度
特に限定はしないが、スラブを加熱する場合には、スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下にすることが好ましい。鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的にえられる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させることが可能であり、且つ、スラブ表層の気泡、偏析などをスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸をより減少し、より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。一方、酸化量の増加に伴うスケールロスを減じる観点から、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、１１５０℃以上１２５０℃以下とする。
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。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。
熱間圧延の仕上げ圧延出側温度:７５０℃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鋼板となる。このとき、仕上げ温度が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、延性や穴広げ性に悪影響を及ぼす場合がある。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ温度が７５０℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなり、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなり、異常な集合組織が発達することがある。それにより、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(材質安定性)が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する場合がある。また、残留オーステナイトのアスペクト比が減少し、延性と穴広げ性が低下する場合がある。従って、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下にすることが好ましい。好ましくは８００℃以上９５０℃以下とする。
熱間圧延後の巻き取り温度：３００℃以上７５０℃以下
熱間圧延後の巻き取り温度が７５０℃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、最終焼鈍板における残留オーステナイトのアスペクト比が減少し、穴広げ性が低下する。一方、熱間圧延後の巻き取り温度が３００℃未満では、熱延板強度が上昇し、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。従って、熱間圧延後の巻き取り温度を３００℃以上７５０℃以下にする必要がある。好ましくは４００℃以上６５０℃以下とする。
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好ましい。なお、潤滑圧延を行う場合、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下とすることが好ましい。
このようにして製造した熱延鋼板に、任意に酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能となり、化成処理性やめっき品質をより改善することから、実施することが好ましい。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持
Ａｃ１変態点以下の温度域で、１８００ｓ超保持することは、続く冷間圧延を施すための鋼板を軟質化させるので実施することが好ましい。Ａｃ１変態点超の温度域で保持する場合、オーステナイト中にＭｎが濃化し、冷却後、硬質な焼入れマルテンサイトと残留オーステナイトが生成し、鋼板の軟質化がなされない場合がある。さらに、Ａｃ１変態点超の温度域で保持する場合、塊状の焼入れマルテンサイトと残留オーステナイトが形成され、その後の熱処理においても塊状組織が引き継がれ、アスペクト比が低下し、穴広げ性が低下する場合がある。また、Ａｃ１変態点以下の温度域であっても１８００ｓ以下で保持する場合、熱間圧延後のひずみが除去しづらく、鋼板の軟質化がなされない場合がある。
なお、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、水冷などのいずれの冷却でも構わない。また、酸洗処理を施す場合は常法でよい。
冷間圧延
得られた鋼板に冷間圧延を施す。冷間圧延率に制限はないが、１５％以上８０％以下が好ましい。この範囲にて冷間圧延を施すことにより、十分に再結晶した所望の組織が得られ、特性が向上する。
Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持
Ａｃ３変態点－５０℃未満の温度域で保持する場合、オーステナイト中にＭｎが濃化し、冷却中にマルテンサイト変態が生じず、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核を得ることが出来ない。これにより、その後の焼鈍工程において、残留オーステナイトが粒界から形成されてしまい、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られない。Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域であっても２０ｓ未満で保持する場合、十分な再結晶が行われず、所望の組織が得られないため、延性が低下する。また、その後のめっき品質確保のためのＭｎ表面濃化が十分に行われない。一方、１８００ｓを超えて保持する場合、Ｍｎ表面濃化が飽和し、最終焼鈍処理後の鋼板の表面に硬質な焼戻しマルテンサイトや残留オーステナイトが増加し、曲げ性が低下する場合がある。
マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却
マルテンサイト変態開始温度超の冷却停止温度の場合、変態する焼入れマルテンサイト量が少ないと、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核を得ることが出来ない。これにより、その後の焼鈍工程において、残留オーステナイトが粒界から形成されてしまい、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られない。さらに、残留オーステナイト中のＭｎ濃化量が低下するため、高ＹＲが得られない場合がある。好ましくは、マルテンサイト変態開始温度－２５０℃以上マルテンサイト変態開始温度－５０℃以下である。
Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持
Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持することは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。Ａｃ１変態点未満の温度域および２０ｓ未満で保持する場合、昇温中に形成される炭化物が溶け残り、最終焼鈍処理後に十分な面積率の焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの確保が困難となり、強度が低下する。また、残留オーステナイトへのＣおよびＭｎの濃化が不十分となり、延性および曲げ性が低下する。Ａｃ１変態点＋１５０℃を超える温度域ではマルテンサイトの面積率が増加、またオーステナイト中へのＭｎ濃化が飽和し、十分な面積率の残留オーステナイトを得られず延性が低下する。さらに、塊状の残留オーステナイトが形成され、アスペクト比が低下し、穴広げ性が低下する。好ましくは、Ａｃ１変態点＋１００℃以下である。さらに、１８００ｓを超えて保持する場合、オーステナイトの短軸方向への成長が促進し、アスペクト比が低減するため、穴広げ性が低下する。また、残留オーステナイト中へのＣ濃化が進行し、所望の残留オーステナイト中の平均Ｃ量(質量％)を前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値を得ることが困難となり、高ＹＲを確保することが困難となる。次いで亜鉛めっき処理を行う場合には、一旦冷却する。亜鉛めっきを行う前の冷却停止温度としては、３５０℃以上５５０℃以下が好ましい。
亜鉛めっき処理
溶融亜鉛めっき処理を施すときは、前記焼鈍処理（Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持）に引き続き、ガスジェット冷却、炉冷却などにより亜鉛めっき浴温以上の温度まで冷却を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。なお、溶融亜鉛めっきにはＡｌ量が０．０８％以上０．３０％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。なお、溶融亜鉛めっき処理の他に、電気亜鉛めっき処理等の手法を用いても良い。
亜鉛めっきの合金化処理を施す場合には、亜鉛めっき処理後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。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、所望の残留オーステナイトの面積率を確保できず、延性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場合には、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。
１００℃以下まで冷却
１００℃以下まで冷却することにより、引張強さを確保できる十分な焼戻しマルテンサイト量が最終焼鈍処理後に形成される。さらに、続く１００℃超以上４００℃以下の温度域内で１０ｓ以上保持する工程の前に、２０℃以上５０℃以下程度まで冷却することが好ましい。なお、上記亜鉛めっき処理や、上記亜鉛めっきの合金化処理を行う場合には、この１００℃以下まで冷却する工程の前に実施する。
１００℃超４００℃以下の温度域内で１０ｓ以上保持
最後の熱処理（最終焼鈍処理）として、１００℃超４００℃以下の温度域内で１０ｓ以上保持することは、本発明において重要である。１００℃以下の温度域内または１０ｓ未満で保持する場合、十分な面積率の焼戻しマルテンサイトを得られず、さらに鋼中拡散性水素が鋼板から放出されないため、穴広げ性が低下するだけでなく、曲げ性も減少する。一方、４００℃超の温度域内で保持する場合、残留オーステナイトの分解により、十分な面積率の残留オーステナイトが得られず鋼の延性が低下する。
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、上記の焼鈍は、連続焼鈍設備で行うことが好ましい。また、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。
なお、上記の「高強度鋼板」、当該高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する「高強度亜鉛めっき鋼板」に、形状矯正や表面粗度の調整等を目的にスキンパス圧延を行うことができる。スキンパス圧延の圧下率は、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、これが好適範囲の下限となる。また、２．０％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを好適範囲の上限とする。なお、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。また、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
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１２５０℃まで再加熱した後、表２に示す条件で板厚１．０ｍｍ以上１．８ｍｍ以下高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。さらに、亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を得、溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理することにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき浴は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）では、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）では、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６５℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下になるように調整した。得られた鋼板の断面鋼組織、引張特性、穴広げ性、曲げ性ついて調査を行い、その結果を表３、４、５に示した。
Figure 0007164024000001
 マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点および、Ａｃ１変態点とＡｃ３変態点は以下の式を用いて求めた。
マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点（℃）
＝５５０－３５０×（％Ｃ）－４０×（％Ｍｎ）－１０×（％Ｃｕ）－１７×（％Ｎｉ）－２０×（％Ｃｒ）－１０×（％Ｍｏ）－３５×（％Ｖ）－５×（％Ｗ）＋３０×（％Ａｌ）
Ａｃ１変態点（℃）
＝７５１－１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）－２８×（％Ｍｎ）－５．５×（％Ｃｕ）－１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
Ａｃ３変態点（℃）
＝９１０－２０３√（％Ｃ）＋４５×（％Ｓｉ）－３０×（％Ｍｎ）－２０×（％Ｃｕ）－１５×（％Ｎｉ）＋１１×（％Ｃｒ）＋３２×（％Ｍｏ）＋１０４×（％Ｖ）＋４００×（％Ｔｉ）＋２００×（％Ａｌ）
ここで、（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｍｎ）、（％Ｎｉ）、（％Ｃｕ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｏ）、（％Ｖ）、（％Ｔｉ）、（％Ｖ）、（％Ｗ）、（％Ａｌ）は、それぞれの元素の含有量（質量％）である。
Figure 0007164024000002
Figure 0007164024000003
 引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳＺ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強さ）、ＥＬ（全伸び）、ＹＳ（降伏応力）、ＹＲ（降伏比）を測定した。ここでＹＲとはＹＳをＴＳで除した値である。本発明では、機械的特性は、ＹＲが０．７０超であり、さらに機械的特性は下記の場合を良好と判断した。
ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１０８０ＭＰａ未満の場合、ＥＬ≧２０％
ＴＳ：１０８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合、ＥＬ≧１６％
穴広げ性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランス１２％±１％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で抑えた状態で、６０°円錐の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、ＴＳ範囲ごとに下記の場合を良好と判断した。
ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１０８０ＭＰａ未満の場合、λ≧１５％
ＴＳ：１０８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合、λ≧１２％
曲げ試験は、各焼鈍鋼板から、圧延方向が曲げ軸（Ｂｅｎｄｉｎｇ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）となるように幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍの曲げ試験片を採取し、ＪＩＳＺ ２２４８（１９９６年）のＶブロック法に基づき測定を実施した。押し込み速度１００ｍｍ／秒、各曲げ半径でｎ＝３の試験を実施し、曲げ部外側について実体顕微鏡で亀裂の有無を判定し、亀裂が発生していない最小の曲げ半径を限界曲げ半径Ｒとした。なお、本発明では、９０°Ｖ曲げでの限界曲げＲ／ｔ≦２．５（ｔ：鋼板の板厚）を満足する場合を、鋼板の曲げ性が良好と判定した。
本発明例の高強度鋼板は、いずれも９８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、成形性に優れた高強度鋼板が得られている。一方、比較例では、ＹＲ、ＴＳ、ＥＬ、λ、曲げ性の少なくとも一つの特性が劣っている。
Figure 0007164024000004
Figure 0007164024000005
本発明によれば、０．７０超の降伏比（ＹＲ）を有し、かつ、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有する成形性に優れた高強度鋼板が得られる。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り車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。

Claims (8)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、
    Ｍｎ：２．５０％以上８．００％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
    Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上２．０００％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と、
    面積率で、フェライトが３０％以上８０％以下、焼戻しマルテンサイトが３．０％以上３５％以下であり、残留オーステナイトが８％以上であり、前記フェライト、前記焼戻しマルテンサイト、および前記残留オーステナイト以外の相が面積率で１０％以下であり、
    アスペクト比が２．０以上かつ短軸が１μｍ以下の残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が０．３以上であり、
    残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．５以上であり、かつ残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ（質量％）で除した値に残留オーステナイトの平均アスペクト比を乗じた値が３．０以上であり、
    残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）をフェライト中の平均Ｃ量（質量％）で除した値が３．０以上であり、
    残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）を残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が０．０５未満である鋼組織と、を有し、
    さらに鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下である、高強度鋼板。
  2. 前記成分組成が、質量％で、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．５００％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：１．０００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．００５０％以下、
    Ｚｒ：０．００５０％以下、
    ＲＥＭ：０．００５０％以下
    のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を更に含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 表面に、さらに亜鉛めっき層を有する、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  4. 前記亜鉛めっき層が、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。
  5. 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熱間圧延後、３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、圧延率１５％以上８０％以下で冷間圧延を施し、Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、１００℃以下まで冷却し、さらに、１００℃超４００℃以下の温度域内で１０ｓ以上保持後、冷却する、
    面積率で、フェライトが３０％以上８０％以下、焼戻しマルテンサイトが３．０％以上３５％以下であり、残留オーステナイトが８％以上であり、前記フェライト、前記焼戻しマルテンサイト、および前記残留オーステナイト以外の相が面積率で１０％以下であり、アスペクト比が２．０以上かつ短軸が１μｍ以下の残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイト面積率で除した値が０．３以上であり、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．５以上であり、かつ残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値に残留オーステナイトの平均アスペクト比を乗じた値が３．０以上であり、残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）をフェライト中の平均Ｃ量（質量％）で除した値が３．０以上であり、残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）を残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が０．０５未満である鋼組織を有し、鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下である高強度鋼板の製造方法。
  6. 巻き取り後に続いて、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持する、請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後に冷却し、次いで亜鉛めっき処理を施した後に、前記１００℃以下まで冷却する、請求項５又は６に記載の高強度鋼板の製造方法。
  8. 亜鉛めっき処理後に続いて、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す、請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
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