JP6749818B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高強度鋼板およびその製造方法に関する。詳細には、室温での加工性に優れ、且つ１００〜３５０℃の温間で加工するときの成形荷重が、室温で加工するときの成形荷重よりも格段に低減された引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板、およびその製造方法に関する。

自動車の構造部品等に用いられる鋼板には、乗客のための衝突安全性と、燃費改善を実現するため、９８０ＭＰａ以上の高強度が求められる。一方、鋼板は、通常、室温で部品形状に成形され、この成形にはプレス加工が施される。従って鋼板には、プレス加工性（以下、単に、加工性ということがある。）が良好であることが求められる。

強度と加工性を兼ね備えた鋼板として、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）鋼板が知られている（例えば、特許文献１）。ＴＲＩＰ鋼板は、準安定オーステナイト（以下、残留オーステナイトということがあり、残留γと表記することがある。）を含む鋼板であり、鋼板が応力を受けて変形する際に、マルテンサイトに変態することによって変形部の硬化を促し、歪の集中を防ぐ効果があり、それにより均一変形能が向上して良好な伸びを発揮する。このようにＴＲＩＰ鋼板の伸びは良好であるが、鋼板自体の強度が高いため、プレス加工時の成形荷重が大きく、プレス機への負荷が過大になる。従って、部品形状によってはＴＲＩＰ鋼板を適用できないことがある。そこで、プレス機への負荷を低減し、プレス加工時の成形荷重を小さくすることが望まれる。即ち、プレス加工時は低強度で、プレス加工後の使用時は高強度となることが推奨される。

プレス加工時の成形荷重を小さくする方法として、鋼板を、例えば、１００℃〜Ａ₁点程度に温めてプレス成形する方法が考えられる。一般的に、鋼板を温めることによって変形抵抗が減少するため、プレス加工時の成形荷重を小さくできる。

鋼板を温めて成形することにより、プレス加工時の成形荷重を小さくする技術として、特許文献２、３が知られている。

特許文献２には、３５０℃〜Ａ₁点の温度域に加熱してプレス成形する加工方法に適した温間成形性および形状凍結性にすぐれた引張強さ４５０ＭＰａ以上の高張力薄鋼板が記載されている。この高張力鋼板は、所定の成分組成を満足し、且つ室温における引張強さに対する４５０℃における引張強さの比が、０．７以下であり、鋼の結晶組織は、マルテンサイト相の体積率が１０％以上８０％以下であり、かつ分散しているマルテンサイト相それぞれの平均径が８μｍ以下で、マルテンサイト以外の組織ではフェライト相の体積率が最も大きくなっている。上記特許文献２に記載の高張力薄鋼板は、１５０℃における引張強度の低下度合いは小さく、充分な成形時荷重低減効果を得るには、結局のところ３５０℃〜Ａ₁点の温度域に加熱してプレス成形する必要がある。しかし、このような高い温度に加熱すると、酸化により鋼板の表面状態が損なわれると共に、鋼板を加熱するためのエネルギーが増大する。

特許文献３には、１５０〜２５０℃での温間成形時には十分に強度低下する一方、成形後の室温での使用時には９８０ＭＰａ以上の高強度が確保できる高強度鋼板が記載されている。この高強度鋼板は、全組織に対する面積率で、残留オーステナイトを５〜２０％含み、該残留オーステナイトのＣ濃度（Ｃγ_R）は０．５〜１．０％に制御されている。

ところで、上記構造部品等の形状によっては、温間プレスのみではなく、温間でのプレス成形に加え、更に室温でもプレス成形を施す場合がある。よって上記部品等に用いられる鋼板には、室温での加工性に優れていることも求められる。

上記特許文献３に記載の高強度鋼板の加熱温度は、１５０℃〜２５０℃であるため、上記特許文献２のような問題は生じないが、上記特許文献３では、室温での加工性は考慮されていない。

特許第５７２８１１５号公報 特開２００３−１１３４４２号公報 特開２０１３−１８１１８４号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板について、室温での加工性、特に、伸びおよび穴拡げ性に優れ、且つ１００〜３５０℃の温間で加工するときの成形荷重を低減した高強度鋼板、およびその製造方法を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５％、Ｓｉ：１．０〜３％、Ｍｎ：１．５〜３％、Ｐ：０％超、０．１％以下、Ｓ：０％超、０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜１％、およびＮ：０％超、０．０１％以下を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
（１）該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを含み、
（２）前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、ポリゴナルフェライト：１０〜５０面積％、ベイナイト：１０〜５０面積％、焼戻しマルテンサイト：１０〜８０面積％を満足し、
（３）前記金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、残留オーステナイト：５．０体積％以上、炭素濃度が１．０質量％以下の残留オーステナイト：３．５体積％以上、炭素濃度が０．８質量％以下の残留オーステナイト：２．４体積％以下を満足する点に要旨を有する。

上記高強度鋼板は、更に、他の元素として、質量％で、
（ａ）Ｃｒ：０％超、１％以下、およびＭｏ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｂ）Ｔｉ：０％超、０．１５％以下、Ｎｂ：０％超、０．１５％以下、およびＶ：０％超、０．１５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｃ）Ｃｕ：０％超、１％以下、およびＮｉ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｄ）Ｂ：０％超、０．００５％以下、
（ｅ）Ｃａ：０％超、０．０１％以下、Ｍｇ：０％超、０．０１％以下、および希土類元素：０％超、０．０１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
等を含有してもよい。

本発明には、前記鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を有する高強度鋼板も包含される。

本発明には、前記成分組成を満足する鋼板を８００℃以上、Ａｃ₃点以下のＴ１温度域に加熱し、該Ｔ１温度域で４０秒間以上保持して均熱する均熱工程と、均熱後、下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃以上の場合は、３５０℃以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで、または下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃未満の場合は、Ｍｓ点以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで冷却するにあたり、７００℃から、３００℃または前記冷却停止温度Ｔ２のうちの高い方の温度までを平均冷却速度５℃／秒以上とする第一冷却工程と、３５０℃超、５４０℃以下のＴ３温度域に再加熱し、該Ｔ３温度域で５０秒間以上保持する再加熱工程と、保持後、前記Ｔ３温度域から３００℃までを平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、３００℃から１５０℃までを平均冷却速度０℃／秒超、１０℃／秒未満で冷却する第二冷却工程とを含む高強度鋼板の製造方法も含まれる。
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４×［Ｃ］／（１−Ｖｆ／１００）−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］ ・・・（Ｉ）

上記式（Ｉ）中、Ｖｆは別途、上記高強度鋼板の製造条件と同じ条件で上記均熱工程を行った後、上記第一冷却工程における上記高強度鋼板の製造条件と同じ平均冷却速度で室温まで冷却して得られたサンプル中のポリゴナルフェライト分率（面積％）を意味する。また、上記式（Ｉ）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算する。

前記第二冷却工程後、電気亜鉛めっきを行ってもよい。

また、前記再加熱工程で溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行ってもよい。

本発明によれば、鋼板の成分組成および金属組織を適切に制御しており、特に、残留γの炭素濃度を厳密に制御しているため、室温での伸びおよび穴拡げ性が良好で、しかも１００〜３５０℃の温間で加工するときの成形荷重を、室温で加工するときの成形荷重よりも格段に低減した引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板、およびその製造方法を提供できる。

図１は、Ｘ線回折法により測定された残留γの回折ピークを模式的に示す図である。 図２は、残留オーステナイトおよび炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種が連なった形態を説明するための模式図である。 図３のａ、ｂは、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの分布状態を説明するための模式図である。 図４は、本発明に係る高強度鋼板を製造するときの焼鈍パターンを示した模式図である。

まず、本発明に係る高強度鋼板の金属組織について説明する。

上記高強度鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを含む混合組織である。

そして、
（Ａ）上記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、
ポリゴナルフェライト：１０〜５０面積％、
ベイナイト ：１０〜５０面積％、
焼戻しマルテンサイト：１０〜８０面積％を満足し、
（Ｂ）上記金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、
残留オーステナイト：５．０体積％以上、
炭素濃度が１．０質量％以下の残留オーステナイト：３．５体積％以上、
炭素濃度が０．８質量％以下の残留オーステナイト：２．４体積％以下
を満足することが重要である。

まず、本発明を特徴づける上記（Ｂ）の要件について説明した後、上記（Ａ）の要件について説明する。

［残留γ］
残留γは、ＴＲＩＰ効果により、均一変形能を向上させて良好な伸びを確保するために必要な組織である。また、残留γは、強度を確保するためにも必要な組織である。

本発明では、こうした効果を発揮させるために、金属組織全体に対して、残留γの体積率（以下、Ｖγ_Rと表記することがある。）を５．０％以上、好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上とする。しかし残留γの生成量が過剰になると、穴拡げ率λが低下し、室温での加工性を改善できない。従って本発明では、残留γの体積率Ｖγ_Rは、金属組織全体に対して、好ましくは３０％以下、より好ましくは２５％以下とする。

上記残留γは、ラス間に生成することもあれば、ラス状組織の集合体、例えば、ブロックやパケットなどや旧γ粒界上に、フレッシュマルテンサイトと残留γが複合したＭＡ混合相の一部として塊状に存在することもある。ＭＡとは、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔの略である。

上記残留γの体積率Ｖγ_Rは、Ｘ線回折法で測定した値である。

本発明に係る高強度鋼板は、特に、金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、炭素濃度が１．０質量％以下の残留オーステナイトの体積率［以下、Ｖγ_R（Ｃ≦１．０％）と表記することがある。］が３．５％以上、炭素濃度が０．８質量％以下の残留オーステナイトの体積率［以下、Ｖγ_R（Ｃ≦０．８％）と表記することがある。］が２．４％以下を満足することが重要である。即ち、以下に説明する通り、炭素濃度が０．８質量％超、１．０質量％以下の残留γを適切に生成させることが重要である。

まず、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの体積率を一定以上とすることで、温間での荷重を充分に低減できることについて説明する。

温間成形時の荷重低減の指標としては、上記特許文献３に示されている通り、ΔＴＳ、即ち、室温での引張強度（以下、室温ＴＳと表記することがある。）から、温間での引張強度（以下、温間ＴＳと表記することがある。）を引いた値（室温ＴＳ−温間ＴＳ）を用いることができる。ΔＴＳが大きいほど温間での荷重が充分に低減されているといえる。

上記ΔＴＳの値を大きくするには、
（１）加工温度の高温化による変形抵抗の低下；および
（２）残留γは、室温では不安定なため引張強度ＴＳを向上させるが、温間では安定なため引張強度ＴＳを向上させないこと；を利用する方法が考えられる。

そして、上記（１）は、材料によらないことから、ΔＴＳがより大きい鋼板を得るには、上記（２）に示す残留γを存在させることが有効であること、そしてそのためには、炭素濃度の低い残留γ、具体的には、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの体積率Ｖγ_R（Ｃ≦１．０％）を、金属組織全体に対して、３．５質量％以上積極的に生成させれば良いことを見出した。Ｖγ_R（Ｃ≦１．０％）は、好ましくは４．０体積％以上、より好ましくは４．５体積％以上である。Ｖγ_R（Ｃ≦１．０％）の上限は特に限定されず、Ｖγ_R（Ｃ≦１．０％）の最大値は、鋼板に含まれる残留γの体積率と等しくなる。Ｖγ_R（Ｃ≦１．０％）は、好ましくは１０体積％以下、より好ましくは８体積％以下である。

上述したように、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γを積極的に生成させることにより、温間での成形荷重を低減できるが、炭素濃度が低すぎる残留γが多量に生成すると、室温で穴拡げ加工したときの初期に残留γが硬質なフレッシュマルテンサイト（ＦＭ）に変態し、歪の集中箇所となり、穴拡げ率λが著しく低下し、室温での加工性が劣化することが分かった。そこで穴拡げ率λを高め、室温での加工性を改善するには、炭素濃度が低すぎる残留γの生成は抑制する必要がある。

こうした観点に基づき、残留γの炭素濃度と室温での加工性との関係について検討したところ、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの体積率Ｖγ_R（Ｃ≦０．８％）を、金属組織全体に対して、２．４体積％以下とすれば良いことを見出した。Ｖγ_R（Ｃ≦０．８％）は、好ましくは２．３体積％以下、より好ましくは２．２体積％以下、更に好ましくは２．１体積％以下である。Ｖγ_R（Ｃ≦０．８％）はできるだけ少ない方が好ましく、最も好ましくは０体積％である。

以上の通り、Ｖγ_R（Ｃ≦１．０％）を３．５体積％以上とすることにより、ΔＴＳを大きくすることができ、温間での成形荷重を室温での成形荷重よりも低減でき、Ｖγ_R（Ｃ≦０．８％）を２．４体積％以下に抑えることによって、室温で穴拡げ加工したときの穴拡げ率λを大きくすることができ、室温での加工性を改善できる。

なお、炭素濃度が１．０質量％を超える残留γは、室温でも温間でも安定しているため、ΔＴＳおよび室温での穴拡げ率λへの影響は小さいことを本発明者らは確認している。

ここで、従来技術と本発明との関係について説明する。残留γの安定度を残留γの炭素濃度で制御する考え方は従来から知られている。そして、例えば、上記特許文献３のように、残留γの炭素濃度の平均値を所定の範囲に制御することによって、１５０〜２５０℃での成形時における強度を低下させる技術も既に知られている。これに対し、本発明では、残留γの平均炭素濃度ではなく、個々の残留γの炭素濃度に着目し、炭素濃度が０．８質量％超、１．０質量％以下の残留γを積極的に生成させている点で、従来の技術と大きく相違している。即ち、残留γの生成量が同じで、残留γの炭素濃度の平均値が同じでも、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの生成量と炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの生成量が異なれば、得られる特性が大きく変化するという知見を本発明者らは見出したのである。

上記特許文献３について更に付言すると、上記特許文献３に開示されている鋼板に含まれる残留γ中の炭素濃度の平均値は非常に低いため、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの生成量がかなり多いと予想される上に、構成組織も異なる。

次に、金属組織全体に対する、残留γの体積率（Ｖγ_R）、残留γの平均炭素濃度（以下、％Ｃ_avgと表記することがある。）、および残留γの炭素濃度分布の各測定方法について説明する。

残留γの体積率および残留γの平均炭素濃度は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定する。測定原理は、ＩＳＩＪ Ｉｎｔ． Ｖｏｌ．３３、１９３３年、Ｎｏ．７、ｐ．７７６を参照できる。なお、本発明においては、Ｘ線回折装置として、株式会社リガク製Ｘ線回折装置（ＲＩＮＴ−１５００）を用い、Ｘ線としてＣｏ−Ｋα線を用いた。

残留γの炭素濃度の分布は、上記Ｘ線回折装置で測定した（２００）_γ、（２２０）_γ、および（３１１）_γの３つの回折ピークを用いて以下のようにして求めた。

まず、図１の模式図に示すように、（２００）_γ、（２２０）_γ、および（３１１）_γの３つの回折ピークについて、それぞれ、回折強度が最大となる２θ（２θ_avg（ｈｋｌ））とその半価幅Δ２θ（ｈｋｌ）を求めた。ここに、（ｈｋｌ）は、（２００）、（２２０）または（３１１）を意味するものとする（以下同じ。）。

次いで、上記２θ_avg（ｈｋｌ）から、ブラッグ条件：λ＝２ｄｓｉｎθ（ｄ：格子面間隔、λ：Ｃｏ−Ｋα線の波長）を用いて、下記式（１）より、ｄ（ｈｋｌ）を求めた。ｄ（ｈｋｌ）＝λ／｛２ｓｉｎ（２θ_avg（ｈｋｌ）／２）｝ ・・・（１）

そして、下記式（２）により、格子定数ａ₀（ｈｋｌ）を求め、それら３つの格子定数ａ₀（ｈｋｌ）を算術平均して格子定数ａ₀を求めた。
ａ₀（ｈｋｌ）＝ｄ（ｈｋｌ）√（ｈ²＋ｋ²＋ｌ²） ・・・（２）

そして、下記式（３）を用いて炭素濃度％Ｃ_avg（単位：質量％）を求めた。
％Ｃ_avg＝（１／０．０３３）×（ａ０−３．５７２） ・・・（３）

次に、残留γの炭素濃度分布の半価幅Δ％Ｃを以下の手順で求めた。

まず、各ピークの回折角度２θ（ｈｋｌ）の半価幅Δ２θ（ｈｋｌ）の上下限における回折角度を、下記式（４）および式（５）で求めた（図１参照）。
２θ_L（ｈｋｌ）＝２θ_avg（ｈｋｌ）−Δ２θ（ｈｋｌ）／２ ・・・（４）
２θ_H（ｈｋｌ）＝２θ_avg（ｈｋｌ）＋Δ２θ（ｈｋｌ）／２ ・・・（５）

そこで、上記２θ_L（ｈｋｌ）および２θ_H（ｈｋｌ）をそれぞれ用いて、上記と同様の手順でブラッグ条件および上記式（１）〜式（３）を用いることで、炭素濃度分布の半価幅の上下限値％Ｃ_Lおよび％Ｃ_Hを求めた。そして、炭素濃度分布の半価幅Δ％Ｃを下記式（６）で求めた。
Δ％Ｃ＝％Ｃ_H−％Ｃ_L ・・・（６）

そして、炭素濃度分布が正規分布であると仮定して、以下のようにして、上記半価幅Δ％Ｃから標準偏差σ％Ｃを算出した。すなわち、正規分布の確率密度関数ｆ（ｘ）は、平均値ｕと標準偏差σから、下記式（７）で表される。
ｆ（ｘ）＝｛１／√（２πσ²）｝×ｅｘｐ｛−（ｘ−ｕ）²／（２σ²）｝ ・・・（７）

平均値における確率ｆ（ｕ）は、上記式（７）にｘ＝ｕを代入することで下記式（８）にて求まる。
ｆ（ｕ）＝１／√（２πσ²） ・・・（８）

そして、平均値ｕ＝％Ｃ_avgから半価幅Δ％Ｃの１／２だけ上下に移動した値（％Ｃ_avg±Δ％Ｃ／２）での確率密度ｆ（％Ｃ_avg±Δ％Ｃ／２）は、平均値ｕ＝％Ｃ_avgでの確率密度ｆ（ｕ）＝ｆ（％Ｃ_avg）の１／２になるので、上記式（７）および上記式（８）より、下記式（９）の関係が得られる。
｛１／√（２πσ％Ｃ²）｝×ｅｘｐ｛−（Δ％Ｃ／２）²／（２σ％Ｃ²）｝＝１／｛２√（２πσ％Ｃ²）｝ ・・・（９）

上記式（９）を変形することで、半価幅Δ％Ｃから標準偏差σ％Ｃを求める式として下記式（１０）が導出されるので、この式（１０）に半価幅Δ％Ｃを代入することで標準偏差σ％Ｃを算出した。
σ％Ｃ＝√｛（Δ％Ｃ／２）²／（２ｌｎ２）｝ ・・・（１０）

そして、上記のようにして求めた残留γ中の炭素濃度分布の平均値％Ｃ_avgと標準偏差σ％Ｃを用いて、下記式（１１）に示す累積分布関数ｇ（ｘ）により、金属組織全体に対する、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの体積率Ｖγ_R（Ｃ≦１．０％）を求める式として下記式（１２）を導出し、この式（１２）を用いてＶγ_R（Ｃ≦１．０％）を算出した。
ｇ（ｘ）＝（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（ｘ−ｕ）／√（２σ²）｝］ ・・・（１１）
Ｖγ_R（Ｃ≦１．０％）
＝Ｖγ_R×ｇ（１．０）
＝Ｖγ_R×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（１．０−％Ｃ_avg）／√（２σ％Ｃ²）｝］ ・・・（１２）

また、上記のようにして求めた残留γ中の炭素濃度分布の平均値％Ｃ_avgと標準偏差σ％Ｃを用いて、上記式（１１）に示す累積分布関数ｇ（ｘ）により、金属組織全体に対する、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの体積率Ｖγ_R（Ｃ≦０．８％）を求める式として下記式（１３）を導出し、この式（１３）を用いてＶγ_R（Ｃ≦０．８％）を算出した。
Ｖγ_R（Ｃ≦０．８％）
＝Ｖγ_R×ｇ（０．８）
＝Ｖγ_R×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（０．８−％Ｃ_avg）／√（２σ％Ｃ²）｝］ ・・・（１３）

上記式（１２）、式（１３）において、Ｖγ_Rは、金属組織全体に対する残留γの合計体積率である。

［ポリゴナルフェライト］
ポリゴナルフェライトは、ベイナイトに比べて軟質であり、鋼板の伸びを高めて室温での加工性を改善するのに作用する組織である。こうした作用を発揮させるには、ポリゴナルフェライトの面積率は、金属組織全体に対して１０％以上、好ましくは２０％以上、より好ましくは２５％以上とする。しかしポリゴナルフェライトの生成量が過剰になると、強度が低下する。従って本発明では、ポリゴナルフェライトの面積率は、金属組織全体に対して５０％以下、好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下とする。

上記ポリゴナルフェライトの面積率は、走査型電子顕微鏡によって測定できる。

［ベイナイト］
ベイナイト変態によって生成するベイナイトは、オーステナイトへＣを濃化させ、残留γを得るのに有効に作用する組織である。また、ベイナイトは、ポリゴナルフェライトと焼戻しマルテンサイトとの間の強度を有するため、強度と伸びの両方をバランスよく高める組織である。こうした効果を発揮させるために、ベイナイトの面積率は、金属組織全体に対して１０％以上、好ましくは１５％以上、より好ましくは２０％以上とする。しかしベイナイトの生成量が過剰になると、強度が低下する。従って本発明では、ベイナイトの面積率は、金属組織全体に対して５０％以下、好ましくは４０％以下、より好ましくは３０％以下とする。

上記ベイナイトは、鋼板の断面をナイタール腐食してから走査型電子顕微鏡で観察したときに、残留γおよび炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種同士の間隔の平均が１μｍ以上になっている組織であり、炭化物の析出がないベイニティックフェライトの他、炭化物が部分的に析出しているものも含む。

［焼戻しマルテンサイト］
焼戻しマルテンサイトは、強度と穴拡げ率λの両方をバランスよく高めるのに作用する組織である。こうした効果を発揮させるために、焼戻しマルテンサイトの面積率は、金属組織全体に対して１０％以上、好ましくは１５％以上、より好ましくは２０％以上とする。しかし焼戻しマルテンサイトの生成量が過剰になると、残留γの生成量の低下が顕著になり、伸びが低下する。従って本発明では、焼戻しマルテンサイトの面積率は、金属組織全体に対して８０％以下、好ましくは７０％以下、より好ましくは６０％以下とする。

上記焼戻しマルテンサイトとは、鋼板の断面をナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡で観察したときに、残留γおよび炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種同士の間隔の平均が１μｍ未満になっている組織である。

ここで、「残留γおよび炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種の間隔の平均」について説明する。当該平均とは、鋼板の断面をナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡で観察したとき、隣接する残留γ同士の中心位置間距離、隣接する炭化物同士の中心位置間距離、または隣接する残留γと隣接する炭化物との中心位置間距離を測定した結果を平均した値である。上記中心位置間距離は、各残留γまたは各炭化物の中心位置を求め、最も隣接している残留γ同士、炭化物同士、または残留γと炭化物について測定した中心位置間の距離を意味する。上記中心位置は、残留γまたは炭化物の長径と短径を決定し、長径と短径が交差する位置とする。

但し、残留γまたは炭化物がラスの境界上に析出する場合は、複数の残留γと炭化物が連なってその形態は針状または板状になる。この場合、中心位置間距離は、残留γおよび炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種同士の距離ではなく、図２に示すように、残留γおよび炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種が長径方向に連なって形成する線１１と線１１の間隔、すなわち、ラス間距離を中心位置間距離１２とする。

ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの分布状態は特に限定されず、旧オーステナイト粒内にベイナイトと焼戻しマルテンサイトの両方が生成していてもよいし、旧オーステナイト粒毎にベイナイトと焼戻しマルテンサイトが夫々生成していてもよい。

ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの分布状態を模式的に図３のａ、ｂに示す。図３のａは、旧オーステナイト粒２３内にベイナイト２１と焼戻しマルテンサイト２２の両方が混合して生成している様子を示し、図３のｂは、旧オーステナイト粒２３毎にベイナイト２１と焼戻しマルテンサイト２２が夫々生成している様子を示す。各図中に示した黒丸２４はＭＡ混合相を示している。

［その他］
本発明に係る高強度鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留γからなっていてもよいが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の組織として、ＭＡ混合相、パーライト、またはフレッシュマルテンサイト等の残部組織を有していてもよい。いずれの残部組織も割れ起点となり、室温での加工性を劣化させるため、できるだけ少ない方が好ましい。残部組織は、鋼板の断面をナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡で観察したときに、合計で２５面積％以下であることが好ましい。

なお、本発明では、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトの面積率は、走査型電子顕微鏡で測定しているのに対し、残留γの体積率はＸ線回折法で測定しており、測定方法が異なるため、これらの組織の面積率と体積率を合計しても１００％を超えることがある。

次に、本発明に係る高強度鋼板の成分組成について説明する。以下、成分組成における％は、質量％を意味する。

上記高強度鋼板は、Ｃ：０．１０〜０．５％、Ｓｉ：１．０〜３％、Ｍｎ：１．５〜３％、Ｐ：０％超、０．１％以下、Ｓ：０％超、０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜１％、およびＮ：０％超、０．０１％以下を満足する。

Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、また、オーステナイトを安定化させて残留γを確保するためにも必要な元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では、Ｃ量は、０．１０％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｃを過剰に含有すると、溶接性が劣化する。従って本発明では、Ｃ量は、０．５％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２５％以下である。

Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｓｉは、炭化物の析出を抑えてオーステナイト中にＣを凝縮させて安定化し、残留γを確保するのに重要な元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では、Ｓｉ量は、１．０％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．３％以上である。しかし、Ｓｉを過剰に含有すると、焼鈍での加熱、均熱時に、ポリゴナルフェライトのオーステナイトへの逆変態が起こらず、ポリゴナルフェライトが過剰に残存し、強度不足になる。また、熱間圧延時にスケールが著しく形成されて鋼板表面にスケール跡疵が付き、表面性状を悪化させる。従って本発明では、Ｓｉ量は、３％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。

Ｍｎは、焼入性向上元素として作用し、冷却中にポリゴナルフェライトが過剰に生成するのを抑制し、鋼板の強度を高める元素である。また、Ｍｎは、残留γを安定化するのにも寄与する。こうした効果を発揮させるために、本発明では、Ｍｎ量は、１．５％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．８％以上、より好ましくは２．０％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有すると、ベイナイトの生成が著しく抑制され、所望のベイナイト量を確保できず、強度と伸びのバランスが悪くなる。また、鋳片割れが生じるなどの悪影響が生じる。従って本発明では、Ｍｎ量は３％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．７％以下である。

Ｐは、不可避不純物であり、過剰に含有すると粒界偏析による粒界脆化を助長し、室温での加工性が劣化する。従って本発明では、Ｐ量は０．１％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｐ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．００１％程度含有する。

Ｓは、不可避不純物であり、過剰に含有するとＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって室温での加工性が劣化する。従って本発明では、Ｓ量は０．０５％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｓ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．０００１％程度含有する。

Ａｌは、Ｓｉと同様、炭化物の析出を抑えて残留γを確保するのに重要な元素である。また、Ａｌは、脱酸材としても作用する元素である。こうした効果を発揮させるために、Ａｌ量は、０．００５％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ａｌを過剰に含有すると鋼板中に介在物が多く析出し、室温での加工性が劣化する。従って本発明では、Ａｌ量は１％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下である。

Ｎは、不可避不純物であり、過剰に含有すると窒化物が多量に析出して割れの起点となり、室温での加工性が劣化する。従って本発明では、Ｎ量は０．０１％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｎ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．００１％程度含有する。

本発明に係る高強度鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、本発明の効果を損なわない範囲で、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容される。

上記高強度鋼板は、更に、他の元素として、下記（ａ）〜（ｅ）に属する少なくとも１種を含有してもよい。
（ａ）Ｃｒ：０％超、１％以下、およびＭｏ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。
（ｂ）Ｔｉ：０％超、０．１５％以下、Ｎｂ：０％超、０．１５％以下、およびＶ：０％超、０．１５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。
（ｃ）Ｃｕ：０％超、１％以下、およびＮｉ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。
（ｄ）Ｂ：０％超、０．００５％以下。
（ｅ）Ｃａ：０％超、０．０１％以下、Ｍｇ：０％超、０．０１％以下、および希土類元素：０％超、０．０１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。

（ａ）ＣｒおよびＭｏは、冷却中にポリゴナルフェライトが過剰に生成するのを抑制し、強度低下を防止する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｒ量は、０．０２％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。Ｍｏ量は、０．０２％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。しかし、ＣｒおよびＭｏを過剰に含有すると、Ｍｎと同様、ベイナイトの生成が著しく抑制され、所望のベイナイト量を確保できず、強度と伸びのバランスが悪くなることがある。従って本発明では、Ｃｒ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。Ｍｏ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｒおよびＭｏは、いずれか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。

（ｂ）Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、いずれも金属組織を微細化して鋼板の強度と靭性を向上させるのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２０％以上である。Ｎｂ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２０％以上である。Ｖ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２０％以上である。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶを過剰に含有しても効果は飽和する。また、炭化物が粒界に析出し、室温での加工性が劣化することがある。従って本発明では、Ｔｉ量は、０．１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｎｂ量は、０．１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｖ量は、０．１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、いずれか１種を含有してもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。

（ｃ）ＣｕおよびＮｉは、鋼板の耐食性を向上させるのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｕ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。Ｎｉ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかし、ＣｕおよびＮｉを過剰に含有しても効果は飽和する。また、熱間加工性が劣化することがある。従って本発明では、Ｃｕ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。Ｎｉ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｕおよびＮｉは、いずれか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。

（ｄ）Ｂは、ＣｒおよびＭｎと同様、冷却中にポリゴナルフェライトが過剰に生成するのを抑制し、強度低下を防止する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｂ量は、０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｂを過剰に含有すると、ＣｒおよびＭｎと同様、ベイナイトの生成が著しく抑制され、所望のベイナイト量を確保できず、強度と伸びのバランスが悪くなることがある。従って本発明では、Ｂ量は、０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。

（ｅ）Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ；ＲＥＭ）は、いずれも鋼板中の介在物を微細分散させる作用を有する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃａ量は、０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。Ｍｇ量は、０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。希土類元素量は、０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素を過剰に含有すると、鍛造性や熱間加工性が悪くなることがある。従って本発明では、Ｃａ量は、０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。Ｍｇ量は、０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。希土類元素量は、０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素は、いずれか１種を含有してもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。

なお、本発明において、希土類元素とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。

上記高強度鋼板の表面には、電気亜鉛めっき層（ＥＧ：Ｅｌｅｃｔｒｏ−Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ）、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ：Ｈｏｔ Ｄｉｐ Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）、または合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ：Ａｌｌｏｙｅｄ Ｈｏｔ Ｄｉｐ Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）を有していてもよく、高強度電気亜鉛めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も本発明に包含される。

次に、本発明に係る高強度鋼板の製造方法について図４を用いて説明する。図４は、焼鈍パターンを示した模式図であり、横軸は時間（秒）、縦軸は温度（℃）を意味する。

［均熱工程］
まず、上記成分組成を満足する鋼板を８００℃以上、Ａｃ₃点以下のＴ１温度域に加熱し、該Ｔ１温度域で４０秒間以上保持して均熱する。上記鋼板は、熱延鋼板であってもよいし、冷延鋼板であってもよい。なお、Ｔ１温度域での均熱温度を以下「Ｔ１」、該Ｔ１温度域での均熱時間を、以下「ｔ１」と表記することがある。また、保持には、恒温保持のほか、該Ｔ１温度域内で温度変動する態様も含まれる。

ポリゴナルフェライトとオーステナイトの二相温度域で均熱することによって、所定量のポリゴナルフェライトを生成させることができる。上記Ｔ１温度域における均熱温度Ｔ１が低すぎると、ポリゴナルフェライトが過剰に生成し、強度が低下する。また、均熱温度Ｔ１が低すぎると、冷間圧延時に生成した展伸組織が残存し、伸びが低下するため、室温での加工性を改善できない。従って本発明では、均熱温度Ｔ１を８００℃以上とする。上記均熱温度Ｔ１は、好ましくは８１０℃以上、より好ましくは８２０℃以上である。しかし、均熱温度Ｔ１が高すぎると、オーステナイト単相域となり、ポリゴナルフェライトの生成量が不足するため、伸びが低下し、室温での加工性を改善できない。従って本発明では、均熱温度Ｔ１はＡｃ₃点以下とする。均熱温度Ｔ１は、好ましくはＡｃ₃点−１０℃以下、より好ましくはＡｃ₃点−２０℃以下である。

上記Ｔ１温度域での均熱時間ｔ１が短すぎると、鋼板を均一に加熱できないため、炭化物が未固溶のまま残存して残留γの生成が抑制される。その結果、伸びが低下し、室温での加工性を改善できない。従って本発明では、均熱時間ｔ１を４０秒間以上とする。均熱時間ｔ１は、好ましくは５０秒間以上、より好ましくは８０秒間以上である。均熱時間ｔ１の上限は特に限定されないが、均熱時間ｔ１が長過ぎると、生産性が悪くなる。従って均熱時間ｔ１は、５００秒間以下とすることが好ましく、より好ましくは４５０秒間以下である。

上記鋼板のＡｃ₃点の温度は、「レスリー鉄鋼材料科学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、１９８５年５月３１日発行、ｐ．２７３）に記載されている下記式（ＩＩ）から算出できる。下記式（ＩＩ）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ₃点（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］^1/2＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］−１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５．２×［Ｎｉ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］ ・・・（ＩＩ）

［第一冷却工程］
上記均熱後は、下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃以上の場合は、３５０℃以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで、または下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃未満の場合は、Ｍｓ点以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで冷却する（第一冷却工程）。そして本発明では、７００℃から、３００℃または前記冷却停止温度Ｔ２のうちの高い方の温度までを平均冷却速度５℃／秒以上で冷却する。

均熱後、７００℃から、３００℃または前記冷却停止温度Ｔ２のうちの高い方の温度までの区間における平均冷却速度（以下、ＣＲ１と表記することがある。）を制御することによって、軟質なポリゴナルフェライトを所定量生成させることができる。即ち、上記区間における平均冷却速度ＣＲ１が５℃／秒を下回ると、ポリゴナルフェライトが過剰に生成し、強度が低下する。従って本発明では、上記区間における平均冷却速度ＣＲ１は、５℃／秒以上に制御する必要があり、好ましくは１０℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上である。上記区間における平均冷却速度ＣＲ１の上限は特に限定されないが、平均冷却速度ＣＲ１が大きくなり過ぎると、温度制御が困難となる。従って本発明では、上記区間における平均冷却速度ＣＲ１は、好ましくは８０℃／秒以下、より好ましくは６０℃／秒以下である。

本発明では、上記冷却停止温度Ｔ２は、１００〜３５０℃とする。但し、下記式（Ｉ）で算出されるＭｓ点が３５０℃未満の場合は、上記冷却停止温度Ｔ２は、１００℃〜Ｍｓ点とする。

冷却停止温度Ｔ２が低すぎると、焼戻しマルテンサイトが過剰に生成し、残留γ量が少なくなるため、伸びが低下し、室温での加工性を改善できない。また、冷却停止温度Ｔ２が低すぎると、炭素濃度が１．０質量％を超える残留γが多く生成し、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量が相対的に少なくなり、ΔＴＳが低下し、温間での成形荷重を室温での成形荷重に比べて充分に低減できない。炭素濃度が１．０質量％を超える残留γが多く生成するのは、焼戻しマルテンサイト内のラス間にフィルム状の残留γが残存し、この残留γの炭素濃度が高いためと考えられる。従って本発明では、上記冷却停止温度Ｔ２は、１００℃以上とする。上記冷却停止温度Ｔ２は、好ましくは１１０℃以上、より好ましくは１２０℃以上である。しかし、冷却停止温度Ｔ２が高すぎると、焼戻しマルテンサイトの生成量が少なくなるため、その後のベイナイト変態が進みにくくなり、オーステナイトへのＣ濃化が進みにくくなる。その結果、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γが多くなり、穴拡げ率λが低下し、室温での加工性を改善できない。従って本発明では、上記Ｍｓ点が３５０℃以上の場合は、上記冷却停止温度Ｔ２は、３５０℃以下とする。上記冷却停止温度Ｔ２は、好ましくは３３０℃以下、より好ましくは３００℃以下である。一方、上記Ｍｓ点が３５０℃未満の場合は、上記冷却停止温度Ｔ２は、Ｍｓ点以下とする。上記冷却停止温度Ｔ２は、好ましくはＭｓ点−２０℃以下、より好ましくはＭｓ点−５０℃以下である。

本発明においてＭｓ点の温度は、上記「レスリー鉄鋼材料科学」（ｐ．２３１）に記載されている式に、ポリゴナルフェライト分率（Ｖｆ）を考慮した下記式（Ｉ）から算出できる。下記式（Ｉ）中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。Ｖｆは、ポリゴナルフェライト分率（面積％）を表すが、製造中にポリゴナルフェライト分率を直接測定することは困難なため、別途、上記高強度鋼板の製造条件と同じ条件で上記均熱工程を行った後、上記第一冷却工程における上記高強度鋼板の製造条件と同じ平均冷却速度で室温まで冷却して得られたサンプル中のポリゴナルフェライト分率をＶｆとすればよい。
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４×［Ｃ］／（１−Ｖｆ／１００）−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］ ・・・（Ｉ）

［再加熱工程］
上記冷却停止温度Ｔ２まで冷却した後は、３５０℃超、５４０℃以下のＴ３温度域に再加熱し、該Ｔ３温度域で５０秒間以上保持する（再加熱工程）。なお、Ｔ３温度域における再加熱温度を以下「Ｔ３」、該Ｔ３温度域での保持時間を以下「ｔ３」と表記することがある。また、保持には、恒温保持のほか、該Ｔ３温度域内で温度変動する態様も含まれる。

上記Ｔ３温度域で５０秒間以上保持することによって、炭素濃度が０．８質量％超、１．０質量％以下の残留γを生成させることができるため、室温での加工性が良好なまま、温間での成形荷重を低減した高強度鋼板を実現できる。

再加熱温度Ｔ３が低すぎると、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの生成量が少なくなり、ΔＴＳが低下するため、温間での成形荷重を低減できない。従って本発明では、再加熱温度Ｔ３は３５０℃超とする。再加熱温度Ｔ３は、好ましくは３６０℃以上、より好ましくは３７０℃以上である。しかし再加熱温度Ｔ３が高すぎると、ベイナイト変態が充分に進まず、残留γ量が減少し、伸びＥＬが低下する。また、残留γのうち、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γ量が多くなり、穴拡げ率λが低下する。その結果、室温での加工性を改善できない。従って本発明では、再加熱温度Ｔ３は、５４０℃以下とする。再加熱温度Ｔ３は、好ましくは５２０℃以下、より好ましくは５００℃以下である。

また、保持時間ｔ３が短すぎると、ベイナイト変態が充分に進行しないため、オーステナイトへのＣ濃化が充分に進まず、残留γの生成量が減少する。その結果、伸びＥＬが低下する。また、各オーステナイトへのＣの濃化度合いにバラツキが生じ、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γ量が多くなり、穴拡げ率λが低下する。その結果、室温での加工性が劣化する。従って本発明では、保持時間ｔ３は５０秒間以上とする。保持時間ｔ３は、好ましくは８０秒間以上、より好ましくは１００秒間以上である。保持時間ｔ３の上限は特に限定されないが、生産性を考慮すると、例えば、２０分間以下が好ましい。

［第二冷却工程］
上記再加熱工程で保持した後、前記Ｔ３温度域から３００℃までは、平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、３００℃から１５０℃までは、平均冷却速度０℃／秒超、１０℃／秒未満で冷却する（第二冷却工程）。上記保持後、前記Ｔ３温度域から１５０℃まで冷却するにあたり、３００℃を境として二段階冷却することが重要であり、３００℃までの高温側は、急冷することにより、ΔＴＳを大きくできるため、温間での成形荷重を低減でき、３００℃からの低温側は、徐冷することにより、穴拡げ率λを大きくできるため、室温での加工性を改善できる。

即ち、再加熱後、３００℃までの平均冷却速度（以下、ＣＲ２と表記することがある。）が小さすぎると、冷却中にベイナイト変態および未変態オーステナイトへのＣの濃化が進行し、炭素濃度が１．０質量％を超える残留γ量が多くなる一方で、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量が減少する。その結果、ΔＴＳが低下し、温間での成形荷重を低減できない。従って本発明では、上記平均冷却速度ＣＲ２は、１０℃／秒以上に制御する必要があり、好ましくは１５℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上である。上記平均冷却速度ＣＲ２の上限は特に限定されないが、平均冷却速度ＣＲ２が大きくなり過ぎると、温度制御が困難となる。従って本発明では、上記平均冷却速度ＣＲ２は、好ましくは８０℃／秒以下、より好ましくは６０℃／秒以下である。

一方、３００℃から１５０℃までの冷却中にベイナイト変態は進行しないが、Ｃの拡散は進行する。そこで、この温度域の平均冷却速度（以下、ＣＲ３と表記することがある。）を小さくすることによって、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの生成量を低減できる。この理由は不明であるが、各残留γに生じるＣ濃度のバラツキの中で、本来のＣ濃度よりも低い残留γへＣが冷却中に拡散するため、炭素濃度の低い残留γの生成量を低減できると考えられる。Ｃの供給源は、焼戻しマルテンサイトなどと考えられる。また、不可避的にγから変態したフレッシュマルテンサイト（ＦＭ）は、冷却中に自己焼戻しが進行する。その結果、穴拡げ率λが大きくなり、室温での加工性が向上する。従って本発明では、上記区間における平均冷却速度ＣＲ３は、１０℃／秒未満に制御する必要があり、好ましくは５℃／秒以下、より好ましくは２℃／秒以下である。

１５０℃まで冷却した後は、常法に従って室温まで冷却すればよい。

［めっき］
上記高強度鋼板の表面には、電気亜鉛めっき層（ＥＧ）、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）、または合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）を形成してもよい。

電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層の形成条件は特に限定されず、常法の電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理を採用できる。これにより電気亜鉛めっき鋼板（以下、「ＥＧ鋼板」ということがある）、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＩ鋼板」ということがある）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＡ鋼板」ということがある）が得られる。

ＥＧ鋼板を製造する方法としては、上記鋼板を上記第二冷却工程後、例えば、５５℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行うことが挙げられる。

ＧＩ鋼板を製造する方法としては、上記再加熱工程で溶融亜鉛めっき処理を兼ねればよい。即ち、上記Ｔ３温度域に再加熱した後、該Ｔ３温度域の温度に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施して、溶融亜鉛めっきとＴ３温度域における保持とを兼ねてもよい。このとき、上記Ｔ３温度域での滞在時間が、上記保持時間ｔ３の要件を満足すればよい。

ＧＡ鋼板を製造する方法としては、上記Ｔ３温度域の温度で溶融亜鉛めっき後、該Ｔ３温度域内で引き続いて合金化処理を施せばよい。このとき、上記Ｔ３温度域での滞在時間が、上記保持時間ｔ３の要件を満足すればよい。

亜鉛めっき付着量は特に限定されず、例えば、片面あたり１０〜１００ｇ／ｍ²程度とすることが挙げられる。

本発明に係る高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、例えば、板厚が３ｍｍ以下の薄鋼板であってもよい。

本発明に係る高強度鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、室温での加工性（ＴＳ×ＥＬ、λ）に優れ、しかも温間での成形荷重が充分に低減されている（ΔＴＳ）。この温間加工とは、１００〜３５０℃程度の温度で成形することを意味する。

上記高強度鋼板は、自動車の構造部品の素材として好適に用いられる。自動車の構造部品としては、例えば、フロントやリア部のサイドメンバやクラッシュボックスなどの正突部品をはじめ、ピラー類などの補強材（例えば、ベア、センターピラーリインフォースなど）、ルーフレールの補強材、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品、バンパーの補強材やドアインパクトビームなどの耐衝撃吸収部品、シート部品などが挙げられる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１に示す成分を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を溶製して鋼材を製造した。得られた鋼材を１２５０℃で３０分間加熱保持した後、圧下率を約９０％とし、仕上げ圧延温度が９２０℃となるように熱間圧延し、この温度から平均冷却速度３０℃／秒で巻取り温度６００℃まで冷却して巻き取った。巻き取った後、室温まで冷却して板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。

得られた熱延鋼板を酸洗して表面スケールを除去してから、冷延率４６％で冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を製造した。

得られた冷延鋼板を連続焼鈍して供試材を製造した。即ち、得られた冷延鋼板を、下記表２−１または表２−２に示す均熱温度Ｔ１（℃）に加熱し、下記表２−１または表２−２に示す均熱時間ｔ１（秒）保持して均熱した後、下記表２−１または表２−２に示す冷却停止温度Ｔ２（℃）まで冷却した。７００℃から３００℃までの平均冷却速度ＣＲ１（℃／秒）を下記表２−１または表２−２に示す。

また、下記表２−１および表２−２には、下記表１に示した成分組成および上記式（Ｉ）に基づいて算出したＭｓ点（℃）を併せて示す。

次に、上記冷却停止温度Ｔ２（℃）から、下記表２−１または表２−２に示す再加熱温度Ｔ３（℃）まで加熱し、この温度で下記表２−１または表２−２に示す保持時間ｔ３（秒）保持した。

保持した後は、室温まで冷却した。このとき、上記再加熱温度Ｔ３（℃）から３００℃までは、下記表２−１または表２−２に示す平均冷却速度ＣＲ２（℃／秒）で冷却し、３００℃から１５０℃までは、下記表２−１または表２−２に示す平均冷却速度ＣＲ３（℃／秒）で冷却した。

連続焼鈍して得られた供試材の一部については、下記めっき処理を施してＥＧ鋼板、ＧＩ鋼板、ＧＡ鋼板を製造した。

［電気亜鉛めっき（ＥＧ）処理］
連続焼鈍した後、室温まで冷却し、次いで供試材を５５℃の亜鉛めっき浴に浸漬して電流密度３０〜５０Ａ／ｄｍ²で電気亜鉛めっき処理を施した後、水洗、乾燥してＥＧ鋼板を製造した。電気亜鉛めっきの付着量は、片面当たり１０〜１００ｇ／ｍ²とした。

［溶融亜鉛めっき（ＧＩ）処理］
上記冷却停止温度Ｔ２（℃）から、下記表２−１または表２−２に示す再加熱温度Ｔ３（℃）まで加熱した後、温度４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施し、室温まで冷却してＧＩ鋼板を製造した。上記Ｔ３温度域での滞在時間を下記表２−１または表２−２に示した保持時間ｔ３（秒）の欄に示す。溶融亜鉛めっきの付着量は、片面当たり１０〜１００ｇ／ｍ²とした。

［合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）処理］
上記溶融亜鉛めっき浴に浸漬後、更に下記表２−１または表２−２に示す温度で合金化処理を行ってから室温まで冷却してＧＡ鋼板を製造した。上記Ｔ３温度域での滞在時間を下記表２−１または表２−２に示した保持時間ｔ３（秒）の欄に示す。

得られた供試材の区分を下記表２−１または表２−２に示す。表中、冷延は冷延鋼板、ＥＧはＥＧ鋼板、ＧＩはＧＩ鋼板、ＧＡはＧＡ鋼板をそれぞれ示す。

得られた供試材（冷延鋼板、ＥＧ鋼板、ＧＩ鋼板、ＧＡ鋼板を含む意味。以下、同じ。）について、金属組織の観察と機械的特性の評価を次の手順で行った。

≪金属組織の観察≫
金属組織のうち、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトの面積率は、走査型電子顕微鏡で観察した結果に基づいて算出し、残留γの体積率は、Ｘ線回折法により測定した。

［ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト］
供試材の圧延方向に平行な断面を研磨した後、ナイタール腐食させて板厚の１／４位置を走査型電子顕微鏡で、倍率３０００倍で５視野観察した。観察視野は約４０μｍ×約３０μｍとした。ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率は、観察視野内において白色または薄い灰色として観察される残留γと炭化物の平均間隔を前述した方法に基づいて測定し、測定した平均間隔によってベイナイトと焼戻しマルテンサイトに区別し、点算法により測定した。

測定結果を下記表３−１または表３−２に示す。下記表３−１または表３−２において、Ｆはポリゴナルフェライト、Ｂはベイナイト、ＴＭは焼戻しマルテンサイトの面積率をそれぞれ示している。残部は、残留γ、フレッシュマルテンサイトと残留γが複合したＭＡ混合相、パーライト、フレッシュマルテンサイトである。

［残留γ］
供試材の板厚の１／４位置まで研削した後、研削面を化学研磨してからＸ線回折法により金属組織全体に対する残留γの体積率を測定した（ＩＳＩＪ Ｉｎｔ． Ｖｏｌ．３３、１９３３年、Ｎｏ．７、ｐ．７７６）。

また、残留γ中の炭素濃度を上述した手順で測定し、金属組織全体に対する、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの体積率［Ｖγ_R（Ｃ≦１．０％）］、および炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの体積率［Ｖγ_R（Ｃ≦０．８％）］を算出した。

なお、参考データとして、残留γ中の炭素濃度分布の平均値％Ｃ_avg、標準偏差σ％Ｃを下記表３−１または表３−２に併せて示す。

≪機械的特性の評価≫
［室温での引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）］
室温での引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に基づいて引張試験を行って測定した。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、ＪＩＳ Ｚ２２０１で規定される５号試験片を供試材から切り出したものを用いた。引張試験の引張速度は１０ｍｍ／分とした。

室温で測定したＴＳおよびＥＬの結果を下記表３−１または表３−２に示す。

また、室温で測定したＴＳとＥＬの積（ＴＳ×ＥＬ）を算出し、結果を下記表３−１または表３−２に示す。

［ΔＴＳ］
温間成形時の荷重低減度合いを評価するために、室温での引張強度（室温ＴＳ）から温間（２００℃）での引張強度（温間ＴＳ）を引いた値（室温ＴＳ−温間ＴＳ＝ΔＴＳ）を算出した。引張試験は、プレス加工時の速度を模擬するために引張速度を１０００ｍｍ／分とし、室温と２００℃の２水準で行う以外は、上記と同じ条件で行った。算出したΔＴＳを、下記表３−１または表３−２に示す。

［穴拡げ性］
穴拡げ性は、ＪＩＳ Ｚ２２５６に基づいて穴拡げ試験を行って測定した穴拡げ率（λ）によって評価した。測定結果を下記表３−１または表３−２の「λ（％）」の欄に示す。

本発明では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の場合を高強度と評価し、ＴＳ×ＥＬが１６０００ＭＰａ・％以上で、且つλが２０％以上の場合を室温での加工性に優れると評価し、ΔＴＳが１５０ＭＰａ以上の場合を温間での成形荷重が低減されたと評価し、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬ、λ、およびΔＴＳの全てが基準値を満足する場合を合格とした。一方、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬ、λ、またはΔＴＳのうちいずれかが基準値に満たない場合を不合格とした。

下記表１、表２−１、表２−２、表３−１、表３−２から次のように考察できる。

Ｎｏ．１、７、８、１０、１３、１５、１７、２０、２２、２３、２６〜３１、３３、３７、３８、４０、４２は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、室温で測定したＴＳは９８０ＭＰａ以上となり、高強度である。また、ＴＳ×ＥＬおよびλが本発明の合格基準を満足しており、室温での加工性が良好である。更に、ΔＴＳが本発明の合格基準を満足しているため、温間での成形荷重を低減できた。

一方、Ｎｏ．２〜６、９、１１、１２、１４、１６、１８、１９、２１、２４、２５、３２、３４〜３６、３９、４１は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例であり、強度、室温での加工性、温間での成形荷重低減のうち、少なくとも一つの特性が劣化している。

以下、詳細に説明する。

Ｎｏ．２、６、１２、４１は、再加熱保持後の３００℃から１５０℃までの平均冷却速度ＣＲ３が大きすぎ、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γが多く生成した例であり、λが小さくなり、室温での加工性を改善できなかった。

Ｎｏ．３、５、３９は、再加熱保持温度から３００℃までの平均冷却速度ＣＲ２が小さすぎ、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかった例であり、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。なお、Ｎｏ．３は、上記特許文献１を模擬した例であり、上記特許文献１の段落［０１２８］に記載されているように、保持後、室温までの平均冷却速度を５℃／秒とした。

Ｎｏ．４、１９、３２は、均熱後の冷却停止温度Ｔ２が高すぎた例である。焼戻しマルテンサイトが生成しないか、生成量が少なかったため、室温でのＴＳが低くなり、強度を確保できなかった。また、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γが多く生成したため、λが小さくなり、室温での加工性を改善できなかった。なお、Ｎｏ．１９は、保持時間ｔ３が比較的長く、ポリゴナルフェライトの生成量が比較的少なかったため、ベイナイトが過剰に生成したと考えられる。即ち、ポリゴナルフェライトの生成量が少ないほど、周囲のオーステナイトにＣが濃化しにくくなるため、ベイナイト変態が速く起こると考えられる。

Ｎｏ．９は、均熱後、７００℃以下、３００℃以上の平均冷却速度が小さすぎたため、ポリゴナルフェライトが過剰に生成した例である。その結果、所望のＴＳを確保できなかった。

Ｎｏ．１１は、均熱温度Ｔ１が高すぎたため、ポリゴナルフェライトが殆ど生成しなかった例である。その結果、ＴＳ×ＥＬが低くなり、室温での加工性を改善できなかった。

Ｎｏ．１４は、均熱後の冷却停止温度Ｔ２が低すぎた例である。ベイナイトが生成せず、焼戻しマルテンサイトが過剰に生成したため、残留γの生成量を確保できなかった。その結果、ＴＳ×ＥＬが低くなり、室温での加工性を改善できなかった。また、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかったため、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。

Ｎｏ．１６は、均熱温度Ｔ１が低すぎたため、ポリゴナルフェライトが過剰に生成した例である。その結果、所望のＴＳを確保できなかった。ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかったのは、冷間圧延時に導入された加工組織が残存したからと考えられる。

Ｎｏ．１８は、再加熱温度Ｔ３が高すぎた例である。ベイナイトが殆ど生成せず、残留γの生成量を確保できなかったため、ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかった。また、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γが過剰に生成したため、λが小さくなり、室温での加工性を改善できなかった。

Ｎｏ．２１は、再加熱温度Ｔ３が低すぎたため、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかった例である。その結果、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。

Ｎｏ．２４は、均熱時間ｔ１が短すぎたため、所望の残留γ量を確保できなかった例である。その結果、ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかった。

Ｎｏ．２５は、保持時間ｔ３が短すぎた例である。ベイナイトおよび残留γの生成量を確保できなかったため、ＴＳ×ＥＬが低下し、また、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γが過剰に生成したため、λが小さくなり、室温での加工性を改善できなかった。

Ｎｏ．３４〜３６は、成分組成が本発明で規定する要件を満足しない例である。

Ｎｏ．３４は、Ｓｉ量が少なすぎたため、ＴＳが低下し、強度を確保できなかった。また、残留γの生成量を確保できなかったため、ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかった。また、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかった例であり、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。

Ｎｏ．３５は、Ｃ量が少なすぎたため、ＴＳが低下し、強度を確保できなかった。また、残留γの生成量を確保できなかったため、ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかった。また、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかった例であり、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。

Ｎｏ．３６は、Ｍｎ量が少なすぎたため、ポリゴナルフェライトが過剰に生成し、ＴＳが低下し、強度を確保できなかった。また、残留γの生成量を確保できなかったため、ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかった。また、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかった例であり、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。

１１ 残留γおよび炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種が長径方向に連なって形成する線
２１ ベイナイト
２２ 焼戻しマルテンサイト
２３ 旧オーステナイト粒
２４ ＭＡ混合相

Claims (10)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．１０〜０．５％、
   Ｓｉ：１．０〜３％、
   Ｍｎ：１．５〜３％、
   Ｐ ：０％超、０．１％以下、
   Ｓ ：０％超、０．０５％以下、
   Ａｌ：０．００５〜１％、および
   Ｎ ：０％超、０．０１％以下を満足し、
   残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
   （１）該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを含み、
   （２）前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、
   ポリゴナルフェライト：１０〜５０面積％、
   ベイナイト ：１０〜５０面積％、
   焼戻しマルテンサイト：１０〜８０面積％を満足し、
   （３）前記金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、
   残留オーステナイト：５．０体積％以上、
   炭素濃度が１．０質量％以下の残留オーステナイト：３．５体積％以上、
   炭素濃度が０．８質量％以下の残留オーステナイト：２．４体積％以下を満足することを特徴とする高強度鋼板。
2. 更に、他の元素として、質量％で、
   Ｃｒ：０％超、１％以下、および
   Ｍｏ：０％超、１％以下よりなる群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。
3. 更に、他の元素として、質量％で、
   Ｔｉ：０％超、０．１５％以下、
   Ｎｂ：０％超、０．１５％以下、および
   Ｖ ：０％超、０．１５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 更に、他の元素として、質量％で、
   Ｃｕ：０％超、１％以下、および
   Ｎｉ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
5. 更に、他の元素として、質量％で、
   Ｂ ：０％超、０．００５％以下を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
6. 更に、他の元素として、質量％で、
   Ｃａ ：０％超、０．０１％以下、
   Ｍｇ ：０％超、０．０１％以下、および
   希土類元素：０％超、０．０１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板。
7. 前記鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を有している請求項１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
   前記成分組成を満足する鋼板を８００℃以上、Ａｃ₃点以下のＴ１温度域に加熱し、該Ｔ１温度域で４０秒間以上保持して均熱する均熱工程と、
   均熱後、
   下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃以上の場合は、３５０℃以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで、または
   下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃未満の場合は、Ｍｓ点以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで冷却するにあたり、７００℃から、３００℃または前記冷却停止温度Ｔ２のうちの高い方の温度までを平均冷却速度５℃／秒以上とする第一冷却工程と、
   ３５０℃超、５４０℃以下のＴ３温度域に再加熱し、該Ｔ３温度域で５０秒間以上保持する再加熱工程と、
   保持後、前記Ｔ３温度域から３００℃までを平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、３００℃から１５０℃までを平均冷却速度０℃／秒超、１０℃／秒未満で冷却する第二冷却工程と
   を含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
   Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４×［Ｃ］／（１−Ｖｆ／１００）−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］ ・・・（Ｉ）
   上記式（Ｉ）中、Ｖｆは別途、上記高強度鋼板の製造条件と同じ条件で上記均熱工程を行った後、上記第一冷却工程における上記高強度鋼板の製造条件と同じ平均冷却速度で室温まで冷却して得られたサンプル中のポリゴナルフェライト分率（面積％）を意味する。また、上記式（Ｉ）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算する。
9. 前記第二冷却工程後、電気亜鉛めっきを行う請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。
10. 前記再加熱工程で溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。

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