JP5365217B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される成形性に優れた引張強さ：900MPa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。なお、本発明の高強度鋼板には、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施したものを含むものとする。

近年、地球環境保全の見地から、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である。しかしながら、鋼板の高強度化は成形加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれている。このような要求に対して、これまでにフェライト−マルテンサイト二相鋼（DP鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したTRIP鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。
例えば、DP鋼について、特許文献１には、成分組成と熱間圧延および焼鈍条件を規定することにより、表面性状と曲げ加工性に優れた引張強さ：588〜882MPaの低降伏比高張力鋼板およびその製造方法、特許文献２には、所定の成分組成の鋼を熱間圧延、冷間圧延および焼鈍条件を規定することにより、曲げ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法が提案されている。また、特許文献３には、マルテンサイト分率とその粒径および機械的特性を規定することにより衝突安全性と成形性に優れた鋼板およびその製造方法、特許文献４には、成分組成とマルテンサイト分率およびその粒径を規定することにより伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法、特許文献５には、成分組成とフェライト粒径とその集合組織およびマルテンサイト分率を規定することにより、伸びフランジ性や形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法、特許文献６には、成分組成とマルテンサイト量および製造方法を規定することにより、優れた機械的性質を有する高強度鋼板およびその製造方法が提案されている。さらに、特許文献７および８には、成分組成と溶融亜鉛めっきラインでの製造条件を規定することにより伸びフランジ性や曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および設備が提案されている。

硬質第二相にマルテンサイト以外を含む組織も有する鋼板としては、特許文献９には、硬質第二相をマルテンサイトおよび/またはベイナイトとし、成分と粒径、硬さ比などを規定することにより疲労特性に優れた鋼板、特許文献１０には、第二相をベイナイトまたはパーライトを主体とし成分組成とその硬さ比を規定することにより、伸びフランジ性に優れた鋼板が提案されている。特許文献１１には、硬質第二相としてベイナイトとマルテンサイトからなる穴広げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法、特許文献１２には、硬質第二相にベイナイトとマルテンサイトをともに含有し、各構成相の分率、粒径と硬さおよび硬質相全体の平均自由行程を規定することにより、疲労特性に優れた複合組織鋼板、特許文献１３には、成分組成と残留オーステナイト量を規定することにより、延性および穴広げ性に優れる高張力鋼板、特許文献１４には、ベイナイトと残留オーステナイトおよび/またはマルテンサイトを含む鋼板で成分組成と各相の分率などを規定することにより加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板が提案されている。また、特許文献１５には、フェライト中の硬質第二相粒の分布状態とその中で焼戻しマルテンサイトとベイナイトからなる粒の存在比率を規定することにより、加工性に優れる高強度鋼板とその製造方法が提案されている。さらに、ベイナイト主体の組織として、特許文献１６には、成分組成と製造工程を規定することにより、引張強さが1180MPa以上の耐遅れ破壊性に優れた超高張力冷延鋼板およびその製造方法、特許文献１７には、成分組成と製造方法を規定することにより引張強さが980MPa以上の曲げ性に優れた超高張力冷延鋼板およびその製造方法、特許文献１８には、焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数を一定数量に制限することによって水素脆化を防止する引張強さが980MPa以上の超高強度薄肉鋼板とその製造方法が提案されている。

しかしながら、上述した発明は次に述べる課題がある。特許文献１〜７、９〜１０および１２〜１４は、引張強さ：900MPa未満の鋼板に対する発明であり、さらなる高強度化を進めると加工性を確保できない場合が多い。また、特許文献１では、単相域で焼鈍し、その後の冷却は6〜20℃/秒で400℃まで冷却することが規定されているが、溶融亜鉛めっき鋼板の場合、めっき密着性を考慮する必要があること、また400℃までの冷却はめっき浴温以下まで冷却するため、めっき前に昇温する必要があり、めっき浴前に昇温設備を有さない連続溶融亜鉛めっきラインでは製造できない。さらに、特許文献７および８では、溶融亜鉛めっきライン内での熱処理中に焼戻しマルテンサイトを生成させる必要があるため、Ｍs点以下までの冷却後に再加熱する設備が必要である。特許文献１１では、硬質第二相の相構成をベイナイトおよびマルテンサイトとしてその分率を規定しているが、規定の範囲では特性のばらつきが大きく、かつばらつきを抑制するためには、操業条件の精密制御が必要となる。特許文献１５においても、ベイナイト変態の前にマルテンサイトを生成させるためにＭs点以下まで冷却するため、再加熱する設備が必要であり、また安定した特性を得るためには操業条件の精密制御が必須となるため、設備・操業面でのコスト高が生じる。特許文献１６および１７では、ベイナイトを主体とした組織とするために焼鈍後にベイナイト生成温度域で保持する必要があり、延性の確保が困難であり、溶融亜鉛めっき鋼板の場合にはめっき浴温以上に再加熱する必要が生じる。特許文献１８では、単に鋼板の水素脆化の改善が示されているだけで、曲げ加工性の若干の検討を除けば、加工性についてはほとんど考慮されていない。

一般に、鋼板の高強度化を図るためには、全組織に対する硬質第二相の割合を増加させる必要があるが、硬質第二相の割合を増加させた場合、鋼板の加工性は硬質第二相の加工性の影響を強く受けるようになる。これは、硬質第二相の割合が少ない場合には、母相であるフェライト自身が変形することにより、硬質第二相の加工性が十分でない場合においても最低限の加工性は確保されたが、硬質第二相の割合が多い場合には、フェライトの変形ではなく硬質第二相の変形能自体が鋼板の成形性に直接影響するようになり、その加工性が十分でない場合には、成形性の劣化が著しくなるためである。

このため、例えば、冷延鋼板の場合には、水焼入れ機能を有する連続焼鈍設備でフェライトと硬質第二相の分率を調整して水焼入れによりマルテンサイトを生成させた後、昇温・保持してマルテンサイトを焼戻すことにより、硬質第二相の加工性を向上させてきた。
しかしながら、このようなマルテンサイトを生成させた後に、昇温や高温保持によって焼戻しすることが不可能な設備の場合には、強度の確保は可能なものの、マルテンサイトなど硬質第二相の加工性の確保が困難であった。

マルテンサイト以外の硬質相の活用による伸びフランジ性の確保を目的として、フェライトを母相とし、硬質第二相に炭化物を含むベイナイトやパーライトとすることにより、硬質第二相の加工性を確保し、伸びフランジ性の確保が図られてきたが、この場合は十分な延性が確保できなかった。
また、ベイナイトを活用する場合にはベイナイト生成域での温度と保持時間のばらつきにより特性が大きく変化することが問題であった。また、第二相をマルテンサイトまたは残留オーステナイト（残留オーステナイトを含むベイナイトも含む）とした場合においても、延性と同時に伸びフランジ性を確保するために、例えば、第二相組織をマルテンサイトとベイナイトの混在組織とするなどの検討が行われてきた。
しかしながら、第二相を種々の相の混在組織とし、かつその分率などを高精度で制御するためには、熱処理条件の精密な制御が必要であり、製造安定性などに問題を生じる場合が多かった。

特許第1853389号公報 特許第3610883号公報 特開平11-61327号公報 特開2003-213369号公報 特開2003-213370号公報 特表2003-505604号公報 特開平6-93340号公報 特開平6-108152号公報 特開平7-11383号公報 特開平10-60593号公報 特開2005-281854号公報 特許第3231204号公報 特開2001-207234号公報 特開平7-207413号公報 特開2005-264328号公報 特許第2616350号公報 特許第2621744号公報 特許第2826058号公報

本発明は、上記の課題を有利に解決するもので、強度や成形性等の特性がばらつき易いベイナイトの生成を最小限とし、高強度化と優れた成形性を両立できる引張強さが900MPa以上の高強度鋼板を、その有利な製造方法と共に供給することを目的とする。
なお、成形性については、TS×T.ELおよび伸びフランジ性の指標であるλ値で評価するものとし、本発明では、TS×T.El≧14500MPa・％、λ≧15％を目標特性とする。

上記の課題を解決すべく、発明者らは、マルテンサイトの生成過程、特に鋼板の冷却条件がマルテンサイトに与える影響について研究を行った。
その結果、冷間圧延後の熱処理条件を最適に制御すれば、マルテンサイト変態と同時に、変態後のマルテンサイトが焼戻しされ、この処理により生成されるオートテンパードマルテンサイトを所定の割合に制御し、またオートテンパードマルテンサイト内の鉄系炭化物の分布状態を適切に制御することにより、本発明で目標とする優れた成形性と引張強さ：900MPa以上の高強度を兼ね備える高強度鋼板が得られることの知見を得た。

本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたもので、その要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.1％以上0.3％以下、
Si：2.0％以下、
Mn：0.5％以上3.0％以下、
Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.07％以下、
Al：1.0％以下および
Ｎ：0.008％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼組織として面積率で、フェライトを５％以上80％以下、オートテンパードマルテンサイトを15％以上有するとともに、ベイナイトが10％以下、残留オーステナイトが５％以下、焼入れままのマルテンサイトが40％以下であり、該オートテンパードマルテンサイトの平均硬さがHV≦700で、かつ該オートテンパードマルテンサイト中における５nm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の平均析出個数が1mm²あたり５×10⁴個以上であり、引張強さが900MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。

２．前記鋼板がさらに、質量％で、
Cr：0.05％以上5.0％以下、
Ｖ：0.005％以上1.0％以下および
Mo：0.005％以上0.5％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする上記１に記載の高強度鋼板。

３．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ti：0.01％以上0.1％以下、
Nb：0.01％以上0.1％以下、
Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下、
Ni：0.05％以上2.0％以下および
Cu：0.05％以上2.0％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする上記１または２に記載の高強度鋼板。

４．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ca：0.001％以上0.005％以下および
REM：0.001％以上0.005％以下
のうちから選ばれる１種または２種の元素を含有することを特徴とする上記１乃至３のいずれかに記載の高強度鋼板。

５．前記オートテンパードマルテンサイトのうち、0.1μm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の析出個数が1mm²あたり5×10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトの割合が、前記オートテンパードマルテンサイト全体に対して面積率で３％以上であることを特徴とする上記１乃至４のいずれかに記載の高強度鋼板。

６．前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする上記１乃至５のいずれかに記載の高強度鋼板。

７．前記鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする上記１乃至５のいずれかに記載の高強度鋼板。

８．上記１乃至７のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、上記１乃至４のいずれか１項に記載の成分組成になる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、700℃以上950℃以下の第一温度域で15秒以上600秒以下の焼鈍を施した後、該第一温度域から420℃までの第二温度域における冷却条件を、該第一温度域から550℃までの平均冷却速度を３℃/秒以上、550℃から420℃までの冷却に要する時間を600秒以下とし、250℃以上420℃以下の第三温度域を50℃/秒以下の速度で冷却し、該第三温度域内においてマルテンサイト変態を生じさせると同時に、変態後のマルテンサイトを焼戻しするオートテンパ処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。

９．前記250℃以上420℃以下の第三温度域において50℃/秒以下の冷却速度で鋼板を冷却するに際し、少なくとも(Ｍs点−50)℃以下の温度域を1.0℃/秒以上50℃/秒以下の速度で冷却し、該第三温度域内においてマルテンサイト変態を生じさせると同時に、変態後のマルテンサイトを焼戻しするオートテンパ処理を行うことを特徴とする上記８に記載の高強度鋼板の製造方法。

１０．前記鋼片において、マルテンサイト変態開始点Ｍsが下記（１）式で表されるＭで近似され、該Ｍが300℃以上であることを特徴とする上記８または９に記載の高強度鋼板の製造方法。
記
Ｍ(℃)＝540−361×{[Ｃ％]/(1−[α％]/100)}−6×[Si％]−40×[Mn％]＋30×[Al％]−
20×[Cr％]−35×[Ｖ％]−10×[Mo％]−17×[Ni％]−10×[Cu％] ・・・（１）
ただし、[Ｘ％]は鋼片の成分元素Ｘの質量％、[α％]はポリゴナルフェライトの面積率（％）とする。

本発明によれば、適正量のオートテンパードマルテンサイトを鋼板中に含有させ、かつそのオートテンパードマルテンサイト内の炭化物の分布状態を適切に制御することによって、高強度化と優れた加工性を両立し、延性に優れた引張強さ：900MPa以上の高強度鋼板を得ることができる。従って、特に自動車車体の軽量化に大きく寄与する。
また、本発明の高強度鋼板の製造方法では、焼入れ後の鋼板の再加熱を要しないことから、特別な製造設備を必要とせず、さらには溶融亜鉛めっき、あるいは合金化溶融亜鉛めっきプロセスにも容易に適用可能であるため、省工程およびコスト低減に貢献する。

通常の焼戻しマルテンサイトを得る、焼入れ・焼戻し工程を示した模式図である。 本発明に従い、オートテンパードマルテンサイトを得るオートテンパ処理工程を示した模式図である。

以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼板の組織を上記のように限定した理由について述べる。

フェライト面積率：５％以上80％以下
加工性と引張強さ：900MPa以上を両立するためには、フェライトと以下で述べる硬質相との比率が重要であり、フェライト面積率は、５％以上80％以下とする必要がある。フェライトの面積率が５％未満の場合、延性が確保できない。一方、フェライト面積率が80％を超えると、硬質相の面積率が確保できず強度不足となる。好ましいフェライト面積率は、10％以上65％以下の範囲である。

オートテンパードマルテンサイトの面積率：15％以上
本発明において、オートテンパードマルテンサイトとは、従来のように焼入れ・焼戻し処理により得られるいわゆる焼戻しマルテンサイトではなく、オートテンパ処理によりマルテンサイト変態とその焼戻しを同時に進行させることにより得られる組織を意味する。その組織は、通常の焼入れ・焼戻し処理のように、焼入れによるマルテンサイト変態完了後に昇温して焼戻しすることにより生成する均一に焼戻された組織ではなく、Ｍs点以下の領域での冷却過程を制御し、マルテンサイト変態とその焼戻しを段階的に進めて焼戻し状況の異なるマルテンサイトを混在させた組織である。
このオートテンパーマルテンサイトは、高強度化のための硬質相である。オートテンパードマルテンサイトの面積率が15％未満の場合、強度確保とフェライトの加工硬化促進ができないため、オートテンパードマルテンサイトの面積率は15％以上必要である。好ましくは30％以上である。

本発明において、鋼板組織は、上記した範囲のフェライトおよびオートテンパードマルテンサイトからなるものとすることが好ましい。また、これらの組織を形成する上で、ベイナイト、残留オーステナイト、焼入れままのマルテンサイトといったその他の相が形成される場合があるが、以下に述べる許容範囲内であれば、これらの相が形成されていても、問題はない。以下、これらの許容範囲について述べる。

ベイナイトの面積率：10％以下（ただし０％を含む）
ベイナイトは高強度化に寄与する硬質相であるが、その生成温度域によって特性が大きく変化して材質のバラツキを増加させる場合があるため、鋼組織中に極力含有させない方が望ましいが10％までは許容できる。好ましくは５％以下である。

残留オーステナイト面積率：５％以下（ただし０％を含む）
残留オーステナイトは加工時に変態して硬質なマルテンサイトとなり、伸びフランジ性を低下させる。このため、鋼組織中に極力少ないほうが望ましいが、５％までは許容できる。好ましくは３％以下である。

焼入れままのマルテンサイトの面積率：40％以下（ただし０％を含む）
焼入れままのマルテンサイトは、加工性が著しく劣るため、鋼組織中で極力少ない方が望ましいが、40％までは許容できる。好ましくは、30％以下である。なお、焼入れままのマルテンサイトは、走査型電子顕微鏡（SEM）や透過型電子顕微鏡（TEM）による観察で炭化物が観察されないことによってオートテンパードマルテンサイトと区別することができる。

オートテンパードマルテンサイトの平均硬さ：HV≦700
オートテンパードマルテンサイトの平均硬さが700＜HVの場合、伸びフランジ性が著しく劣化するためHV≦700とする。好ましくはHV≦630である。

オートテンパードマルテンサイト中の鉄系炭化物：
大きさ：５nm以上0.5μm以下、平均析出個数：１mm²あたり５×10⁴個以上
オートテンパードマルテンサイトは、本発明の方法で熱処理（オートテンパ処理）されたマルテンサイトであるが、オートテンパードマルテンサイトの平均硬さがHV≦700の場合においても、オートテンパ処理が不適切である場合には加工性が低下する。オートテンパ処理の程度は、オートテンパードマルテンサイト中の鉄系炭化物の生成状況（分布状態）により確認することができる。この鉄系炭化物のうち、その大きさが５nm以上0.5μm以下のものの平均析出個数が１mm²あたり５×10⁴個以上のとき、所望のオートテンパ処理が施されていると判断することができる。鉄系炭化物の大きさが５nm未満のものを判断の対象としないのは、オートテンパードマルテンサイトの加工性には影響しないからである。一方、0.5μmを超える大きさの鉄系炭化物は、オートテンパードマルテンサイトの強度を低下させる場合はあるものの、加工性には影響が軽微であるため、判断の対象としない。鉄系炭化物の個数が１mm²あたり５×10⁴個未満の場合は、加工性、特に伸びフランジ性の向上の効果が得られないため、オートテンパ処理が不適切であると判断される。鉄系炭化物の好ましい個数は、１mm²あたり１×10⁵個以上１×10⁶個以下の範囲であり、より好ましくは４×10⁵個以上１×10⁶個以下の範囲である。なお、ここでいう鉄系炭化物とは、主にFe₃Cであるが、その他ε炭化物などが含まれる場合もある。
炭化物の生成状況を確認するためには、鏡面研摩したサンプルをSEM（走査型電子顕微鏡）またはTEM（透過型電子顕微鏡）観察することが有効である。炭化物の同定は、例えば、断面研摩サンプルのSEM-EDS（エネルギー分散型Ｘ線分析）、EPMA（電子線マイクロアナライザー）、FE-AES（電界放射型−オージェ電子分光）などで行うことができる。

また、本発明の鋼板では、上記のオートテンパードマルテンサイトにおいて、このオートテンパードマルテンサイト中に析出する鉄系炭化物の大きさおよび個数をさらに限定したオートテンパードマルテンサイトの量を、適宜以下のようにすることができる。

0.1μm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の析出個数が1mm²あたり5×10²個以下であるオートテンパードマルテンサイト：オートテンパードマルテンサイト全体に対して面積率で３％以上
オートテンパードマルテンサイトのうち、0.1μm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の析出個数が１mm²あたり5×10²個以下のものの割合を高めることにより、延性はさらに向上する。このような効果を得るためには、0.1μm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の析出個数が1mm²あたり5×10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトの割合を、オートテンパードマルテンサイト全体に対する面積率で３％以上とすることが好ましい。なお、0.1μm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の析出個数が1mm²あたり5×10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトが、鋼板中に多量に存在すると加工性を著しく劣化させるため、かようなオートテンパードマルテンサイトの割合は、オートテンパードマルテンサイト全体に対する面積率で40％以下とすることが好ましい。より好ましくは、30％以下である。

また、0.1μm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の析出個数が1mm²あたり5×10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトの割合を、オートテンパードマルテンサイト全体に対する面積率で３％以上とした場合、オートテンパードマルテンサイト中に含まれる鉄系炭化物においては微細な鉄系炭化物が多くなるため、オートテンパードマルテンサイト全体の鉄系炭化物の平均析出個数は増加する。従って、オートテンパードマルテンサイト中における５nm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の平均析出個数は、１mm²あたり１×10⁵個以上5×10⁶個以下の範囲とすることが好ましい。さらに好ましくは、４×10⁵個以上５×10⁶個以下の範囲である。

上記したように延性がさらに向上する理由の詳細は明らかではないが、次のとおりと考えられる。0.1μm以上0.5μm以下の比較的大きな鉄系炭化物の析出個数が１mm²あたり５×10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトの割合を、オートテンパードマルテンサイト全体に対する面積率で３％以上存在させた場合、オートテンパードマルテンサイト組織は、比較的大きな鉄系炭化物を多く含む部分と、比較的大きな鉄系炭化物が少ない部分とが混在する組織となる。比較的大きな鉄系炭化物が少ない部分は、微細な鉄系炭化物を多く含むため硬質なオートテンパードマルテンサイトとなっている。一方、比較的大きな鉄系炭化物を多く含む部分は、軟質なオートテンパードマルテンサイトとなっている。この硬質なオートテンパードマルテンサイトを軟質なオートテンパードマルテンサイトに囲まれた状態で存在させることで、オートテンパードマルテンサイト内での硬度差により生じる伸びフランジ性の劣化が抑制でき、かつ軟質なオートテンパードマルテンサイト中に硬質なマルテンサイトを分散して存在させることにより、加工硬化能が高まり延性が向上するものと考えられる。

次に、本発明の鋼板において、成分組成を上記の範囲に設定した理由について述べる。なお、以下の成分組成を表す％は質量％を意味するものとする。

Ｃ：0.1％以上0.3％以下
Ｃは鋼板の高強度化に必要不可欠な元素であり、Ｃ量が0.1％未満では、鋼板の強度の確保と延性や伸びフランジ性等の加工性との両立が困難である。一方、Ｃ量が0.3％を超えると溶接部および熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。そこで、本発明では、Ｃ量は0.1％以上0.3％以下の範囲とする。好ましくは0.12％以上0.23％以下の範囲である。

Si：2.0％以下
Siはフェライトの固溶強化に有効な元素であり、延性確保とフェライトの硬度確保のためには0.1％以上含有させることが好ましいが、Siの過剰な添加は、赤スケール等の発生により表面性状の劣化や、めっき付着・密着性の劣化を引き起こす。従って、Si量は2.0％以下とする。好ましくは、1.6％以下である。

Mn：0.5％以上3.0％以下
Mnは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、硬質相の面積率確保に必要な元素である。このためには、Mnは0.5％以上の添加が必要である。一方、Mnが3.0％を超えて過剰に添加されると、鋳造性の劣化などを引き起こす。従って、Mn量を0.5％以上3.0％以下とする。好ましくは1.5％以上2.5％以下の範囲である。

Ｐ：0.1％以下
Ｐは、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させるが、0.1％までは許容できる。また、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、0.1％を超えるＰ量は、合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐ量を0.1％以下とする。好ましくは0.05％以下である。

Ｓ：0.07％以下
Ｓは、MnSなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低減することが好ましいが、製造コストの観点から0.07％までは許容される。好ましいＳ量は0.04％以下である。

Al：1.0％以下
Alは、フェライト生成元素であり、製造時におけるフェライト生成量をコントロールするのに有効な元素である。しかしながら、Alの過剰な含有は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。従って、Al量は1.0％以下とする。好ましくは、0.5％以下である。なお、Alの含有が少なすぎる場合には、脱酸が困難となることがあるので、Al量は0.01％以上が好ましい。

Ｎ：0.008％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほどよく、0.008％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎ量は0.008％以下とする。好ましくは0.006％以下である。

また、本発明の鋼板では、上記した基本成分のほか、以下に述べる成分を必要に応じて適宜含有させることができる。

Cr：0.05％以上5.0％以下、Ｖ：0.005％以上1.0％以下およびMo：0.005％以上0.5％以下のうちから選んだ１種または２種以上
Cr、ＶおよびMoは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制す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。その効果は、Cr：0.05％以上、Ｖ：0.005％以上、Mo：0.005％以上で得られる。一方、Cr：5.0％、Ｖ：1.0％、Mo：0.5％を超えて過剰に添加すると、硬質相の面積率が過大になることによる必要以上の強度上昇などを招く。従って、これらの元素を含有させる場合には、Cr：0.005％以上5.0％以下、Ｖ：0.005％以上1.0％以下、Mo：0.005％以上0.5％以下の範囲とすることが好ましい。

また、Ti、Nb、Ｂ、NiおよびCuについては、これらのうちから選んだ１種または２種以上を含有させることができるが、その含有範囲の限定理由は次の通りである。

Ti：0.01％以上0.1％以下およびNb：0.01％以上0.1％以下
TiおよびNbは、鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ0.01％以上で得られ、一方、0.1％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、TiおよびNbの含有量は、それぞれ0.01％以上0.1％以下の範囲とすることが好ましい。

Ｂ：0.0003％以上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・成長を抑制する作用を有するので必要に応じて含有させることができる。その効果は、0.0003％以上で得られ、一方、0.0050％を超えると加工性が低下する。従って、Ｂを含有させる場合には、0.0003％以上0.0050％以下の範囲とすることが好ましい。なお、Ｂを含有させるにあたっては、上記効果を得る上でＢＮの生成を抑制することが好ましく、このためTiと複合含有させることが好ましい。

Ni：0.05％以上2.0％以下およびCu：0.05％以上2.0％以下
NiおよびCuは、溶融亜鉛めっきを施す場合には内部酸化を促進して、めっき密着性を向上させる。その効果は、それぞれ0.05％以上で得られる。一方、2.0％を超える含有は、鋼板の加工性を低下させる。また、NiおよびCuは、鋼の強化に有効な元素である。従って、NiおよびCuの含有については、それぞれ0.05％以上2.0％以下の範囲とすることが好ましい。

Ca：0.001％以上0.005％以下およびREM：0.001％以上0.005％以下のうちから選んだ１種または２種
CaおよびREMは、硫化物の形状を球状化し、伸びフランジ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。その効果は、それぞれ0.001％以上で得られる。一方、0.005％を超える含有は、介在物等の増加を招き、表面および内部欠陥なども引き起こす。従って、Ca、REMを含有させる場合には、0.001％以上0.005％以下の範囲とすることが好ましい。

本発明の鋼板において、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものでない。
また、後述するように、本発明鋼板の成分組成は、ポリゴナルフェライトの面積率との関係式であるＭ≧300℃を満足していることが、安定した生産上好ましく、すなわち製造条件のばらつきによる特性ばらつきを抑制する上で好ましい。

また、本発明においては、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層あるいは合金化溶融亜鉛めっき層をそなえるようにしてもよい。

次に、本発明の鋼板の好適製造方法および条件の限定理由について説明する。
まず、上記の好適成分組成に調整した鋼片を製造後、熱間圧延し、ついで冷間圧延を施して冷延鋼板とする。本発明において、これらの処理に特に制限はなく、常法に従って行えば良い。
ここに、好適な製造条件は次のとおりである。鋼片を、1100℃以上1300℃以下に加熱したのち、870℃以上950℃以下の温度で仕上げ熱間圧延、すなわち熱間圧延終了温度を870℃以上950℃以下とし、得られた熱延鋼板を350℃以上720℃以下の温度で巻き取る。ついで、熱延鋼板を酸洗後、40％以上90％以下の圧下率で冷間圧延を行い冷延鋼板とする。
なお、熱延鋼板は、通常の製鋼、鋳造および熱間圧延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば薄手鋳造などにより熱間圧延工程の一部もしくは全部を省略して製造してもよい。

得られた冷延鋼板を、700℃以上950℃以下の第一温度域、具体的には、オーステナイト単相域、もしくはオーステナイト相とフェライト相の二相域で、15秒以上600秒以下の焼鈍を施す。焼鈍温度が700℃未満の場合や、焼鈍時間が15秒未満の場合には、鋼板中の炭化物が十分に溶解しなかったり、フェライトの再結晶が完了せず目標とする延性や伸びフランジ性が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が950℃を超える場合には、オーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる構成相の粗大化を引き起こし、延性や伸びフランジ性を劣化させる場合がある。また、600秒を超える焼鈍は、多大なエネルギー消費にともなうコスト増を招く。このため、焼鈍温度および焼鈍時間はそれぞれ、700℃以上950℃以下、15秒以上600秒以下の範囲とする。好ましい焼鈍温度および焼鈍時間はそれぞれ、760℃以上920℃以下、30秒以上400秒以下である。

焼鈍後の冷延鋼板を、第一温度域から420℃までの第二温度域において、第一温度域か
ら550℃までは３℃/秒以上の速度で冷却し、550℃から420℃までの冷却に要する時間を600秒以下として冷却する。その後、250℃以上420℃以下の第三温度域を50℃/秒以下の速度で冷却する。

第一温度域から420℃までの第二温度域の冷却条件は、目的とするフェライトおよびオートテンパードマルテンサイト相以外の相の析出を抑えるために重要である。このうち第一温度域から550℃までの温度域は、パーライト変態が起こりやすい温度域である。第一温度域から、すなわち第一温度域の下限温度である700℃から550℃までの平均冷却速度が３℃/秒未満の場合にはパーライト等が析出し、目標とする組織が得られない場合があるため、３℃/秒以上の冷却速度が必要である。好ましくは、５℃/秒以上である。一方、冷却速度の上限は特に規定しないが、200℃/秒以上の冷却速度を得るためには、特別な冷却設備が必要となるため、200℃/秒以下が好ましい。

550℃から420℃までの温度域は、長時間保持することによりベイナイト変態が進む温度域である。520℃から420℃までの冷却に要する時間が600秒を超える場合、ベイナイト変態等が進行し、目標とする組織が得られない場合がある。このため550℃から420℃までの冷却に要する時間は600秒以下とする。なお、より好ましい時間は、400秒以下である。

この第二温度域での処理後、第三温度域に導く。そして、この第三温度域において、マルテンサイト変態を生じさせるのと同時に、変態後のマルテンサイトを焼戻すオートテンパ処理を施し、その内部における炭化物の析出状況を最適に制御したオートテンパードマルテンサイトを得ることが本発明の最大の特徴である。

通常のマルテンサイトは、焼鈍後に水冷等で焼入れすることよって得られる。このマルテンサイトは硬質相であり、鋼板の高強度化に寄与するが加工性に劣る。そこで、このマルテンサイトを加工性の良い焼戻しマルテンサイトとするために、焼入れした鋼板を再度加熱して焼戻しを施すことが通常行われている。以上の工程を模式的に示したものが図１である。このような通常の焼入れ・焼戻し処理では、焼入れによりマルテンサイト変態を完了させた後に、昇温して焼戻し処理することにより均一に焼戻された組織となる。

これに対し、オートテンパ処理は、図２に示すような、第三温度域を一定の範囲の速度で冷却する処理であり、焼入れおよび再加熱による焼戻しを伴わない、非常に生産性の高い方法である。このオートテンパ処理によって得られるオートテンパードマルテンサイトを含む鋼板は、図１に示した焼入れ・再加熱による焼戻しを施した鋼板と同等もしくはそれ以上の強度と加工性を有する。また、オートテンパ処理は、第三温度域において、連続冷却（段階的な冷却・保持を含む）を行うことにより、マルテンサイト変態とその焼戻しを連続的・段階的に進めることができ、焼戻し状態の異なるマルテンサイトが混在する組織を得ることが可能である。焼戻し状態の異なるマルテンサイトは、強度や加工性等の特性が異なるが、焼戻し状態の異なるマルテンサイトの量をオートテンパ処理によって最適制御することにより、鋼板全体として所望の特性を得ることが可能である。さらに、オートテンパ処理は、全てのマルテンサイト変態を完了させるような低温域までの急冷を伴わないため、鋼板内の残留応力も小さく、板形状に優れた鋼板が得られることも有利な点である。

本発明において、第三温度域は250℃以上420℃以下である。420℃超えの温度域では、前述のようにベイナイト変態が起こりやすく、一方250℃未満の温度域では、オートテンパに長時間を要するため、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインでの処理ではオートテンパの進行が不十分となる。この第三温度域において、マルテンサイト変態を生じさせると同時に、変態後のマルテンサイトを焼戻し、オートテンパードマルテンサイトとするには、第三温度域での鋼板の冷却速度を50℃/秒以下とする必要がある。冷却速度が50℃/秒を超える場合、オートテンパの進行が不十分となりマルテンサイトの加工性が確保されない場合がある。一方、冷却速度が0.1℃/秒未満の場合には、ベイナイト変態が進行したり、オートテンパが過度に進行したりすることにより、強度を確保することができない場合があるため、冷却速度は0.1℃/秒以上とするのが好ましい。

また、本発明の鋼板の製造方法では、必要に応じて以下の構成を適宜加えることができる。

250℃以上420℃以下の第三温度域において50℃/秒以下の冷却速度で鋼板を冷却するに際し、少なくとも（Ｍs点−50）℃以下の温度域を1.0℃/秒以上50℃/秒以下の範囲の冷却速度で冷却することが好ましい。これは、第三温度域において、オートテンパードマルテンサイト中の炭化物の析出状況をさらに適正に制御して、0.1μm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の析出個数が１mm²あたり５×10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトの割合をオートテンパードマルテンサイト全体に対する面積率で３％以上とするためである。冷却速度が50℃/秒を超える場合には、オートテンパの進行が不十分となり所望のオートテンパードマルテンサイトが得られず、マルテンサイトの加工性が確保されないことがある。一方、冷却速度が1.0℃/秒未満の場合には、0.1μm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の析出個数が１mm²あたり５×10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトの割合をオートテンパードマルテンサイト全体に対する面積率で３％以上とすることできず、所望の延性や強度が得られないため、冷却速度は1.0℃/秒以上とする。なお、ここでＭs点は、通常行われているように、冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定により求めることができる。また、後述するＭs点の近似式（１）により求まるＭを用いてもよい。

さらに、本発明の鋼板の製造方法では、下記（１）式で示すＭが300℃以上の場合に安定してオートテンパ処理を施すことができる。
記
Ｍ(℃)＝540−361×{[Ｃ％]/(1−[α％]/100)}−6×[Si％]−40×[Mn％]＋30×[Al％]−
20×[Cr％]−35×[Ｖ％]−10×[Mo％]−17×[Ni％]−10×[Cu％] ・・・（１）
ただし、[Ｘ％]は合金元素Ｘの質量％、[α％]はポリゴナルフェライトの面積率（％）とする。
上掲式（１）であらわされるＭは、経験的に求められるマルテンサイト変態が開始するＭs点の近似式であり、このＭはマルテンサイトからの鉄系炭化物の析出挙動と大きく関係していると考えられる。従って、Ｍは、５nm以上0.5μm以下の鉄系炭化物を1mm²あたり５×10⁴個以上含むオートテンパードマルテンサイトを安定して得ることができる指標として用いることができる。Ｍが300℃未満であっても、オートテンパードマルテンサイトは得られるが、マルテンサイト変態とオートテンパが進行する温度が低温となるため、これらの進行が遅くなりやすく、所望のオートテンパードマルテンサイトを得るためにＭ≧300℃の場合に比べて、冷却速度を遅くするまたは長時間の低温保持が必要となり、製造効率を著しく悪化させるおそれがあるので、Ｍは300℃以上とすることが好ましい。
なお、ポリゴナルフェライトの面積率は、例えば、1000〜3000倍のSEM写真の画像処理・解析によって測定される。ポリゴナルフェライトは、上記した条件での焼鈍・冷却後の鋼板において観察されるものである。上記Ｍを300℃以上とするためには、所望の成分組成の冷延鋼板を製造後、ポリゴナルフェライトの面積率を求め、鋼板の成分組成から求まる合金元素の含有量とともに上記（１）式からＭの値を求めればよい。Ｍが300℃未満となる場合には、ポリゴナルフェライトの面積率がより小さくなるように、例えば、第一温度域の焼鈍温度をより高温とし、第一温度域から550℃までの平均冷却速度をより速くするなど適宜熱処理条件を調整して所望のＭを得られるようにすればよく、また（１）式中の成分組成の含有量を調整してもよい。

また、本発明の鋼板には、溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっきを施すことができる。溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき処理は、上記した条件での焼鈍・冷却条件を満足して、連続溶融亜鉛めっきラインにて行うことが好ましい。ここで溶融亜鉛めっき処理、合金化処理は、420℃以上550℃以下の温度域で行うことが好ましく、この場合、溶融亜鉛めっき処理あるいはさらに合金化処理時間を含めて、550℃から420℃までの冷却に要する時間、すなわち420℃以上550℃以下の温度域での保持時間を600秒以下とすればよい。

溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっきの方法は以下のとおりである。まず、鋼板をめっき浴中に浸入させ、ガスワイピングなどで付着量を調整する。めっき浴中の溶解Al量としては、溶融亜鉛めっきの場合は0.12％以上0.22％以下の範囲、合金化溶融亜鉛めっきの場合は0.08％以上0.18％以下の範囲とする。
また、溶融亜鉛めっきの場合は、めっき浴の温度としては、450℃以上500℃以下の範囲であれば良く、さらに合金化処理を施し合金化溶融亜鉛めっきとする場合は、合金化時の温度は450℃以上550℃以下の範囲が好ましい。合金化の温度が550℃を超えると、未変態オーステナイトから炭化物が過剰に析出するか、場合によってはパーライト化することにより、所望の強度や延性が得られないことがある。また、パウダリング性も劣化する。一方、合金化時の温度が450℃未満の場合は、合金化が進行しない。
めっき付着量は片面当たり20〜150g/m²とすることが好ましい。めっき付着量が20g/m²未満の場合、耐食性が劣化する。一方、めっき付着量が150g/m²を超えても耐食効果は飽和しており、コストアップを招くだけである。また、合金化度は、めっき層中のFe含有量で７〜15質量％とすることが好ましい。合金化度が７質量％未満では、合金化ムラが生じ外観性が劣化したり、いわゆるζ相が生成され摺動性が劣化したりする。一方、合金化度が15質量％を超えると硬質で脆いΓ相が多量に形成され、めっき密着性が劣化する。

なお、本発明において、第一温度域や第二温度域等における保持温度は必ずしも一定である必要はなく、規定の範囲内であれば変動しても本発明の趣旨を損なわない。冷却速度についても同様である。また、熱履歴さえ満足すれば、鋼板はいかなる設備で焼鈍およびオートテンパ処理を施してもかまわない。さらに、オートテンパ処理後に、形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも本発明の範囲に含まれる。

以下、本発明を実施例によってさらに説明するが、下記の実施例は本発明を限定するものではない。また、本発明の要旨構成の範囲内で構成を変更することは、本発明の範囲に含まれるものとする。

表１に示す成分組成になる鋼片を、1250℃に加熱したのち、880℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を600℃で巻き取り、ついで熱延鋼板を酸洗後、65％の圧延率で冷間圧延し、板厚：1.2mmの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表２に示す条件で熱処理を施した。同表中のいずれのサンプルも焼入れは実施していない。なお、表２中の保持時間は、表２中の保持温度での保持時間であり、表中のいずれの条件も700℃以上950℃以下の第一温度域での焼鈍時間は600秒以下であった。
溶融亜鉛めっきは、めっき浴の温度：463℃、目付け量（片面あたり）：50g/m²（両面めっき）の条件で行った。また、合金化溶融亜鉛めっきは、さらにめっき層中のFe％（鉄含有量）が９質量％となる条件で合金化処理を行った。得られた鋼板は、めっきの有無にかかわらず圧延率（伸び率）：0.3％の調質圧延を施した。

かくして得られた鋼板の諸特性を以下の方法で評価した。
鋼板の組織を調査するため、各鋼板から２つの試料を切出して、一方はそのまま研磨、他方は200℃×２時間の熱処理を施した後に研磨した。研磨面は、圧延方向に平行な板厚方向断面とした。研磨面を走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて3000倍で鋼組織観察することにより、各相の面積率を測定し、各結晶粒の相構造を同定した。観察は10視野行い、面積率は10視野の平均値とした。オートテンパードマルテンサイト、ポリゴナルフェライトおよびベイナイトはそのまま研磨したサンプルで面積率を求めた。焼入れままのマルテンサイト（焼戻しされていないマルテンサイト）と残留オーステナイトは、200℃×２時間の熱処理を施したサンプルを用いて面積率を求めた。200℃×２時間の熱処理を施した試料を準備したのは、SEM観察時に焼戻しされていないマルテンサイトと残留オーステナイトを区別するためである。SEM観察では、焼戻しされていないマルテンサイトと残留オーステナイトとの区別が困難である。マルテンサイトが焼戻しされるとマルテンサイト中に鉄系炭化物を生成するが、この鉄系炭化物の存在により残留オーステナイトとの区別が可能となる。200℃×２時間の熱処理は、マルテンサイト以外に影響を与えることなく、つまり各相の面積率を変化させることなく、マルテンサイトを焼戻すことができ、その結果、生成した鉄系炭化物によって残留オーステナイトとの区別が可能となるのである。なお、そのまま研磨した試料と200℃×２時間の熱処理をした試料の両方をSEM観察して比較した結果、マルテンサイト以外の相に変化がなかったことは確認済である。

次に、オートテンパードマルテンサイト中の鉄系炭化物の大きさと個数をSEM観察によって行った。試料は、上記の組織観察のものと同一であるが、200℃×２時間の熱処理を行っていないものを観察したのはいうまでもない。鉄系炭化物の析出状態と大きさに応じて、10000〜30000倍の範囲で観察した。鉄系炭化物の大きさは、個々の析出物の長径と短径の平均値で評価し、その大きさが５nm以上0.5μm以下であるものの個数を数え、オートテンパードマルテンサイト１mm²あたりの個数を求めた。観察は５〜20視野で行い、各サンプルにおける全視野の個数の合計から平均値を算出して各サンプルの鉄系炭化物の個数（オートテンパードマルテンサイト１mm²あたりの個数）とした。

オートテンパードマルテンサイトの硬さHVは、超マイクロビッカースにて荷重：0.02Ｎにて測定し、その後、SEMで圧痕を確認することにより鉄系炭化物の析出しているオートテンパードマルテンサイトの組織を確認した上で、10点以上の測定値の平均値とした。

強度は、鋼板の圧延方向に対して平行な方向からJIS５号試験片を切り出し、引張試験をJIS Z2241に準拠して行った。引張強さ（TS）、降伏強さ（YS）および全伸び（T.El）を測定し、強度と伸びのバランスを評価する引張強さと全伸びの積（TS×T.El）を算出した。なお、本発明では、TS×T.El≧14500（MPa・％）の場合を良好と判定した。

伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格JFST1001に準拠して評価した。得られた各鋼板を100mm×100mmに切断後、クリアランス：板厚の12％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：88.2kN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、（２）の式から、限界穴拡げ率（％）を求め、この限界穴拡げ率の値から伸びフランジ性を評価した。なお、本発明では、λ≧15％を良好とした。
限界穴拡げ率λ（％）＝｛（Ｄ_ｆ-Ｄ_０）/Ｄ_０｝×100 ・・・（２）
ただし、Ｄ_ｆは亀裂発生時の穴径（mm）、Ｄ_０は初期穴径（mm）とする。

以上の評価結果を表３に示す。

同表から明らかなように、本発明の鋼板は、引張強さ：900MPa以上であり、また、TS×T.El≧14500（MPa・％）および伸びフランジ性を示すλの値も15％以上であることから、高強度と良好な加工性を両立していることが確認できる。なお、発明例中、Ｍが300℃以上のものは、とりわけ伸びフランジ性、特に高強度化を図った場合にも伸びフランジ性が劣化しない点で優れている。
一方、サンプルNo.６および７は、マルテンサイトの硬さが700＜HVであり、かつマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数が１mm²あたり５×10⁴個未満若しくは鉄系炭化物を含まないことから、引張強さ：900MPa以上は満足するが、λの値が15％未満で加工性に劣る。これは、サンプルNo.6および7の第三温度域内冷却速度が高速であり、50℃/秒の条件を満たさないからである。サンプルNo.３および８は、マルテンサイトの硬さはHV≦700を満足するが、マルテンサイト中の鉄系炭化物個数が１mm²あたり５×10⁴個未満であることから、引張強さ：900MPaは満足するが、λの値が15％未満で加工性に劣る。これは、サンプルNo.３、８の第三温度域での冷却速度が55℃/秒であり、50℃/秒以下の条件を満たさないからである。特にNo.８のサンプルでは、比較的高Ｃであることから、TS×T.ELも14500MPa・％以下となっていた。
以上から、マルテンサイトの硬さがHV≦700で、かつマルテンサイト中の鉄系炭化物個数が１mm²あたり５×10⁴個以上であるオートテンパ処理が十分に施されたオートテンパードマルテンサイトを含む本発明の鋼板は、高強度化と加工性を両立していることが確認できる。

オートテンパードマルテンサイト中における鉄系炭化物の分布状態の適切な制御によるさらなる延性向上の効果を確認するため、第三温度域において250℃以上(Ｍs点-50)℃以下の温度域の冷却速度を表４に示すように変化させた以外は、表２に示したサンプルと同様の方法でサンプルを製作した。なお、表４中、サンプルNo.９、11、13、14および26は、表２に示した同じサンプルNo.と同一のサンプルについて、250℃以上（Ｍs点−50℃）以下の温度域を明確にしたものである。なお、Ｍs点としてはＭ（℃）を用いた。

かくして得られた鋼板の諸特性を実施例１と同様の方法で評価した。なお、オートテンパードマルテンサイトのうち、0.1μm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の析出個数が1mm²あたり5×10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトの量は、次の方法により求めた。
前述のように、200℃×２時間の熱処理を行っていないサンプルを10000〜30000倍の範囲でSEM観察し、鉄系炭化物の大きさを、個々の析出物の長径と短径の平均値で評価して、その大きさが0.1μm以上0.5μm以下であるオートテンパードマルテンサイトの面積率を測定した。観察は５〜20視野で行った。

結果を表５に示す。

表５より、250℃以上（Ｍs点−50）℃以下の温度域での冷却速度を1.0℃/秒以上50℃/秒以下の範囲としたサンプルNo.11、26、27、29および30は、オートテンパードマルテンサイト中の鉄系炭化物の分布状態が適切に制御されTS×T.EL≧17000MPa・％を示し延性が向上していることが確認できる。

Claims (10)

1. 質量％で、
   Ｃ：0.1％以上0.3％以下、
   Si：2.0％以下、
   Mn：0.5％以上3.0％以下、
   Ｐ：0.1％以下、
   Ｓ：0.07％以下、
   Al：1.0％以下および
   Ｎ：0.008％以下
   を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼組織として面積率で、フェライトを５％以上80％以下、オートテンパードマルテンサイトを15％以上有するとともに、ベイナイトが10％以下、残留オーステナイトが５％以下、焼入れままのマルテンサイトが40％以下であり、該オートテンパードマルテンサイトの平均硬さがHV≦700で、かつ該オートテンパードマルテンサイト中における５nm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の平均析出個数が1mm²あたり５×10⁴個以上であり、引張強さが900MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。
2. 前記鋼板がさらに、質量％で、
   Cr：0.05％以上5.0％以下、
   Ｖ：0.005％以上1.0％以下および
   Mo：0.005％以上0.5％以下
   のうちから選ばれる１種または２種以上の元素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。
3. 前記鋼板がさらに、質量％で、
   Ti：0.01％以上0.1％以下、
   Nb：0.01％以上0.1％以下、
   Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下、
   Ni：0.05％以上2.0％以下および
   Cu：0.05％以上2.0％以下
   のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 前記鋼板がさらに、質量％で、
   Ca：0.001％以上0.005％以下および
   REM：0.001％以上0.005％以下
   のうちから選ばれる１種または２種の元素を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
5. 前記オートテンパードマルテンサイトのうち、0.1μm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の析出個数が1mm²あたり5×10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトの割合が、前記オートテンパードマルテンサイト全体に対して面積率で３％以上であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
6. 前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
7. 前記鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
8. 請求項１乃至７のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、請求項１乃至４のいずれか１項に記載の成分組成になる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、700℃以上950℃以下の第一温度域で15秒以上600秒以下の焼鈍を施した後、該第一温度域から420℃までの第二温度域における冷却条件を、該第一温度域から550℃までの平均冷却速度を３℃/秒以上、550℃から420℃までの冷却に要する時間を600秒以下とし、250℃以上420℃以下の第三温度域を50℃/秒以下の速度で冷却し、該第三温度域内においてマルテンサイト変態を生じさせると同時に、変態後のマルテンサイトを焼戻しするオートテンパ処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
9. 前記250℃以上420℃以下の第三温度域において50℃/秒以下の冷却速度で鋼板を冷却するに際し、少なくとも(Ｍs点−50)℃以下の温度域を1.0℃/秒以上50℃/秒以下の速度で冷却し、該第三温度域内においてマルテンサイト変態を生じさせると同時に、変態後のマルテンサイトを焼戻しするオートテンパ処理を行うことを特徴とする請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。
10. 前記鋼片において、マルテンサイト変態開始点Ｍsが下記（１）式で表されるＭで近似され、該Ｍが300℃以上であることを特徴とする請求項８または９に記載の高強度鋼板の製造方法。
    記
    Ｍ(℃)＝540−361×{[Ｃ％]/(1−[α％]/100)}−6×[Si％]−40×[Mn％]＋30×[Al％]−
    20×[Cr％]−35×[Ｖ％]−10×[Mo％]−17×[Ni％]−10×[Cu％] ・・・（１）
    ただし、[Ｘ％]は鋼片の成分元素Ｘの質量％、[α％]はポリゴナルフェライトの面積率
    （％）とする。

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