JP2007321207A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】合金元素添加量を抑制してフェライト結晶粒の微細化により強度を上昇させ、しかもプレス成形時に重要となる強度と延性のバランスに優れ、高速変形時の吸収エネルギーに優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】フェライト相と鋼板中に分散する硬質第２相とからなる金属組織を呈し、前記金属組織に占める硬質第２相の面積率が３０〜７０％であり、前記フェライト相中に占める、結晶粒径が１．２μｍ以下のフェライトの面積率が１５〜９０％であり、前記フェライト相中において、結晶粒径が１．２μｍ以下のフェライトの平均粒径ｄｓと結晶粒径が１．２μｍを超えるフェライトの平均粒径ｄＬとが下記（１）式を満たすことを特徴としている。
［数１］
ｄＬ／ｄｓ≧３…（１）
【選択図】図５

Description

本発明は、高強度と高延性性を両立させ、プレス成形性と衝撃エネルギー吸収能に優れた自動車用の冷延高強度鋼板およびその製造方法に関する。

近年、自動車の衝突安全性向上と車体軽量化という、相反する要求へ対応するために、自動車のボディに使用される鋼板には、一層の高強度化と高延性化の両立が求められている。このような要求を満たす高強度鋼板として、以下のようなものが開示されている。すなわち、Ｃ：０．１〜０．４５％とＳｉ：０．５〜１．８％を含む鋼を所定の条件で熱延、冷延、焼鈍することで、引張強度が８２〜１１３ｋｇｆ／ｍｍ^２で、引張強度×伸び値が２５００ｋｇｆ／ｍｍ^２％以上の延性の良い高強度鋼板の製造方法が開示されている（特許文献１参照）。

また、Ｃ：０．１〜０．４％を含み、Ｓｉを制限した成分系でＭｎ量を高め、所定条件で２回焼鈍することで、引張強度が８１１〜１２４０ＭＰａ、引張り×伸びが２８０００ＭＰａ・％以上の高延性を有する高強度鋼板およびその製造方法が開示されている（特許文献２参照）。

さらには、Ｃ：０．０２〜０．３％を含む鋼に対して、焼鈍時のオーステナイト体積率
を所定範囲にすることで、引張強度が４８〜１５１ｋｇｆ／ｍｍ^２で、しかも引張強度×伸び値が１８００ｋｇｆ／ｍｍ^２％以上の高延性高強度冷延鋼板の製造方法が開示されている（特許文献３参照）。

さらに、特許文献４には、表面を清浄化した複数の金属板を積層し、フェライト結晶粒径を１μｍよりも小さいナノメートルのオーダーまで微細化する繰り返し重ね圧延による超微細組織高強度鋼板の製造方法が開示され、特許文献５には、普通低炭素鋼のマルテンサイトを出発組織として冷延および焼鈍することにより、強度と延性のバランスに優れた超微細フェライトとセメンタイト組織を生成する高強度・高延性鋼板およびその製造方法が開示されている。

特開昭６２−１８２２２５号公報（特許請求の範囲） 特開平７−１８８８３４号公報（特許請求の範囲） 特開昭６１−３８４３号公報（特許請求の範囲） 特開２０００−７３１５２号公報（特許請求の範囲） 特開２００２−２８５２７８号公報（特許請求の範囲）

前述のように、自動車車体への高強度鋼板適用の主目的は、衝突時の衝撃エネルギーを効率よく吸収することで乗員への衝撃を軽減させることが目的であり、より多くの部品に高強度鋼板を適用したいという二一ズがある。しかしながら、それを達成するには、下記の２つの問題がある。

第１に、鋼板の強度が高いほど延性が低下するので、プレス成形性が劣化し、単純形状の部品に適用先が限定されるという事である。第２に、衝突時の部材破断の間題である。すなわち、自動車の衝突で重要な前面衝突においては、フロントフレーム等の部品が衝突時に部品の長手方向に荷重を受け、座屈することによって衝撃エネルギーを吸収するが、鋼板の延性が少ないと、衝突変形時に材料に破断が生じて、効率よく衝撃エネルギーを吸収させることができないという点である。したがって、従来鋼に対して、より引張強度が高く、かつ高延性である鋼板が求められている。次に、従来技術による高強度鋼板の問題点を述べる。

特許文献１に開示されているフェライトと残留オーステナイトの複合組織鋼板は、優れた強度延性バランスを示すものの、一定以上のＳｉの添加が必要であり、表面性状が劣化するという問題がある。また、１０００ＭＰａ以上の高強度を得るためには０．３６％ものＣが必要であるため、スポット溶接強度が劣り、しかも最大で１１３ｋｇｆ／ｍｍ^２程度の引張り強度しか得られないという問題がある。

また、特許文献２には、Ｓｉを低減しても良好な強度延性バランスを有する高強度鋼板の製造方法が開示されているが、２回の焼鈍が必要なため製造コストが高く、Ｃが高いためにスポット溶接強度の間題は解決されておらず、また、得られる引張強度も高々１２４０ＭＰａ程度である。ここで、引張強度１３００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法は、特許文献３に開示されている。しかしながら、引張強度１５００ＭＰａの場合の伸びは高々１２％であり、良好な強度延性バランスを有しているとはいえない。

上記従来技術では、合金元素を添加し、熱処理によってフェライト相と、硬質第２相（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト等）との複合組織鋼とすることで強度を上昇させているが、引張強度１３００ＭＰａ以上で１２％を越える延性を有する高強度鋼板を得る事ができず、また引張強度８００〜１３００ＭＰａの範囲でも、多量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等の合金元素が必要であり、スポット溶接強度が劣ると言う問題に加え、経済性やリサイクル性の観点からも問題があるので、それらの合金元素を極力低下させた成分で、良好な強度延性バランスを達成する技術が必要であった。

本発明者は、上述したような従来手法のみに依存しない鋼の高強度化手法として、フェライト結晶粒の微細化に着目してきた。すなわち、この方法は、マトリックスのフェライト相の結晶粒界面積を増大することにより、合金元素添加を極力抑えて、フェライトの純度を高く維持したまま鋼板の強度を高める方法であり、フェライト相の純度を極力高く維持することで、鋼板の延性低下を抑制することができる。

ここで、結晶粒径と強度の関係は、ホール・ペッチの式が周知であり、変形強度は結晶粒径の−１／２乗に比例する。この式によれば、結晶粒径が１μｍ程度より小さくなると急激に強度が上昇するので、結晶粒微細化により鋼板の強度を著しく上昇させるには、１μｍ程度以下の超微細結晶粒とする必要がある。

ところで、鋼板のフェライト結晶粒径を１μｍよりも小さいナノメートルのオーダーまで微細化する方法としては、上記特許文献４に開示されたものが挙げられる。この方法では、繰返し重ね圧延を７サイクルを行うと、結晶粒径がナノメートルのオーダーの超微細組織となり、引張強度も原材料であるＩＦ鋼の３．１倍（８７０ＭＰａ）に達する。しかしながら、この方法には以下の２つの欠点がある。

第１に、結晶粒径１μｍ以下の超微細結晶粒のみの組織では、材料の延性が極端に低い。この理由は、特許文献４の発明者らによる論文、例えば「鉄と鋼」（日本鉄鋼協会、第８８巻第７号（２００２年〉３６５頁、図６（ｂ））に記載されている。すなわち、フェライト結晶粒径が１．２μｍより小さくなると急激に全伸びが低下し、同時に一様伸びもほぼ０にまで低下する。このような組織はプレス加工用鋼板には不適である。

第２に、工業的プロセスにおいて繰り返し重ね圧延を行う場合に生産性を害し、生産コストの大幅な上昇を招く。ここで、結晶粒の超微細化のためには、大きな歪みを付与することが必要であり、たとえば５サイクルの重ね圧延によって、圧延率換算で９７％もの歪みを与えることで、結晶粒の超微細化が可能となる。これを生産性の良い通常の冷間圧延で行うためには、例えば３２ｍｍの材料を１ｍｍまで圧延する必要があり、現実的に実施不可能である。

また、特許文献５には、マルテンサイトを出発組織として冷延・焼鈍すると、強度と延性のバランスに優れた超微細フェライトおよびセメンタイト組織となり、強度と延性のバランスが向上することが示されている。特許文献５の発明例では、Ｃ量が０．１３％と比較的低く、合金元素の添加量が少ない点は優れているが、引張強度８７０ＭＰａで伸びは２１％であり特性は充分とは言えない。

本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、合金元素添加量を抑制してフェライト結晶粒の微細化により強度を上昇させ、しかもプレス成形時に重要となる強度と延性のバランスに優れ、高速変形時の吸収エネルギーに優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的としている。

本発明者等は、合金元素添加量を抑制してフェライト結晶粒の微細化により強度を上昇させ、しかもプレス成形時に重要となる強度と延性とのバランスに優れる高強度鋼板について鋭意研究を重ねた。その結果、鋼板の組織を、結晶粒径が１．２μｍ以下のフェライト（以下、本願においては単に「ナノ結晶粒」と称する）の単独組織ではなく、ナノ結晶粒と、結晶粒径が１．２μｍを超えるフェライト（以下、本願においては単に「ミクロ結晶粒」と称する）との混合組織とすることを前提に、鋼板中に含まれる硬質第２相の種類と比率の適正化、および硬質第２相を除いたフェライト組織の適正化により、高強度でありながら、高い延性を有する高強度鋼板を得ることができるとの知見を得た。なお、本発明の技術分野においては、一般に、ナノ結晶粒とは、結晶粒径が１．０μｍ以下の結晶粒をいい、また、ミクロ結晶粒とは、結晶粒径が１．Ｏμｍを越える結晶粒をいうが、本願では、上記したように、ナノ結晶粒とミクロ結晶粒との間における結晶粒径の臨界値を１．２μｍと定義する。

すなわち、本発明の高強度鋼板は、フェライト相と鋼板中に分散する硬質第２相とからなる金属組織を呈し、前記金属組織に占める硬質第２相の面積率が３０〜７０％であり、前記フェライト相中に占める、結晶粒径が１．２μｍ以下のフェライトの面積率が１５〜９０％であり、前記フェライト相中において、結晶粒径が１．２μｍ以下のフェライトの平均粒径ｄｓと結晶粒径が１．２μｍを超えるフェライトの平均粒径ｄＬとが下記（１）式を満たすことを特徴としている。
［数１］
ｄＬ／ｄｓ≧３…（１）

このような鋼板においては、鋼板の圧延方向に平行な断面において、３μｍ四方の正方形格子を任意に９個以上取り出した場合に、格格子での硬質第２相の面積率をＡｉ（ｉ＝１，２，３，…）としたとき、Ａｉの平均値Ａ（ａｖｅ）と標準偏差ｓとが下記（３）式を満たすことが望ましい。
［数２］
ｓ／Ａ（ａｖｅ）≦０．６…（３）

また、このような鋼板においては、Ｃを含有するとともに、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ及びＢのうち少なくとも１種を含有し、Ｃ（ｓｓ）（全Ｃ量からＮｂ，Ｔｉ，Ｖと結合しているＣ量を減じた固溶炭素量）が、下記（４）式〜下記（７）式を前提に、下記（８）式〜（１０）式を満たすことが望ましい。ただし、（４）式〜（７）式中、各添加元素には、その添加元素の構成比率（質量％）を代入するものとする。

［数３］
Ｆ１（Ｑ）＝０．６５Ｓｉ＋３．１Ｍｎ＋２Ｃｒ＋２．３Ｍｏ
＋０．３Ｎｉ＋２０００Ｂ…（４）
Ｆ２（Ｔ）＝７３５＋１９Ｓｉ−３１Ｍｎ−１２Ｎｉ＋１７Ｍｏ＋２０Ｃｒ＋３０Ｖ−
８００Ｎ…（５）
Ｆ３（Ｓ）＝１１２Ｓｉ＋９８Ｍｎ＋２１８Ｐ＋３１７Ａｌ＋９Ｃｒ＋５６Ｍｏ＋８Ｎ
ｉ＋１４１７Ｂ…（６）
Ｆ４（Ｇ）＝６２０＋３００Ｃ＋０．５×Ｆ３（Ｓ）…（７）
Ｆ１（Ｑ）≧６．０…（８）
Ｆ２（Ｔ）≦Ｆ４（Ｇ）一２０…（９）
０．０７≦Ｃ（ｓｓ）≦０．４５…（１０）

さらに、含有成分が下記（１１）式および（１２）式を前提に、下記（１３）式及び（１４）式を満たすことが望ましい。
［数４］
Ｆ３（Ｓ）＝１１２Ｓｉ＋９８Ｍｎ＋２１８Ｐ＋３１７Ａｌ＋９Ｃｒ＋５６Ｍｏ＋８Ｎｉ＋１４１７Ｂ…（１１）
Ｆ５（Ｐ）＝５００×Ｎｂ＋１０００×Ｔｉ＋２５０×Ｖ…（１２）
Ｆ３（Ｓ）≦６００…（１３）
Ｆ５（Ｐ）≦１３０…（１４）
ただし、（１１）式、（１２）式において各添加元素にはその添加元素の構成比率（質量％）を代入するものとする。

加えて、このような高強度鋼板においては、質量％で、Ｎｂ：０．２６％以下、Ｔｉ：０．１３％以下、Ｖ：０．５２％以下のうち少なくとも１種を含有することや、質量％で、Ｐ：２％以下及びＡｌ：１８％以下のうちの少なくとも１種を含有することが望ましく、質量％で、Ｓｉ：５％以下、Ｍｎ：５％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．７％以下、Ｎｉ：１０％以下及びＢ：０，００３％以下であることが望ましい。

加えて、質量％で０．００７％〜０．０３％のＮを含有させることで、高強度鋼板の延性を劣化させずに、高い塗装焼付け硬化量（以下、ＢＨ量と呼ぶ）を付与するごとができ、したがって、部品の衝突時の発生荷重を向上させ、衝撃エネルギー吸収性能を更に向上させることが可能である。ＢＨ（Bake Hardening）とは、鋼板に歪を与えた後に塗装焼付けに相当する１７０℃の熱処理を施すと、侵入型固溶元素が加工によって導入された転位を固定して転位の運動を妨げ、その結果、変形抵抗が上昇する現象であり、自動車部品のように塗装焼付け工程がある場合は有効である。ＢＨ量の測定方法は、ＪＩＳＧ３１３５（自動車加工性冷間圧延高張力鋼板及び鋼帯）の付属書に示されている。

また、本発明者等は、上記高強度鋼板を好適に製造する方法についても鋭意研究した。その結果、通常の冷間圧延で結晶粒の超微細化を達成すべく、冷間圧延前の結晶組織を軟質なフェライトと硬質な第２相との複合組織とするとともに、硬質第２相の含有率を適正な範囲とし、更に硬質第２相の間隔に応じた所望な圧延率により冷間圧延を施し、さらにＡｃ１変態点を越えかつ結晶粒成長を抑制できる温度と時間で焼鈍することにより、上記のミクロ繕晶粒とナノ結晶粒との混合組織を母相として硬質第２相を含有する高強度鋼板が得られるとの知見を得た。

すなわち、本発明の高強度鋼板の製造方法は、金属組織がフェライト相と含有率３０〜８５％の硬質第２相とからなる熱間圧延鋼板に、加工度指数Ｄが下記（１５）式を前提に、下記（１６）式を溝たす冷間圧延を行い、その後下記（１７）式および（１８）式を溝たす焼鈍を行うことを特徴としている。

［数５］
Ｄ＝ｄ×ｔ／ｔ_０…（１５）
（ｄ：硬質第２相の平均間隔（μｍｍ）、ｔ：冷間圧延後の板厚、ｔ_０：熱間圧延後の冷間圧延前の板厚）
０．５０≦Ｄ≦１．０…（１６）
Ｆ２（Ｔ）十２０≦Ｔｓ≦Ｆ２（Ｔ）十９０…（１７）
Ｆ２（Ｔ）十２０≦Ｔｓ≦Ｆ４（Ｇ）一１．３√ｔｓ…（１８）
（ｔｓ：保持時間（秒）、Ｔｓ：保持温度（℃）、√ｔｓはｔｓの平方根）

このような高強度鋼板の製造方法においては、上記熱間圧延鋼板の板厚方向において、硬質第２相の平均間隔が２．５〜５μｍであることが望ましい。さらには、上記高強度鋼板に対して、伸び率２．５％以下のスキンパス圧延を施すことによって、降伏点を低下させることでプレス成形時の成形荷重を低減させ、スプリングバックを低減させるといった更なる効果を付与することができる。

本発明によれば、ナノ結晶粒とミクロ結晶粒の混合組織の鋼板中に含まれる硬質第２相の比率の適正化、および硬質第２相を除いた部分の組織の適正化により、高強度でありながら、高い延性を有する高強度鋼板を得ることができる。また、本発明によれば、圧延前の結晶組織を軟質なフェライトと硬質第２相の複合組織とするとともに、硬質第２相の間隔に応じた必要圧延率により冷間圧延を施し、更に変態点を超えてかつ結晶粒成長の生じない温間域で焼鈍することにより、ミクロ結晶粒とナノ結晶粒との混合組織を母相として硬質第２相を含有する高強度鋼板を製造することができる。このようにして得られた本発明の高強度鋼板は、合金元素添加量を抑制してフェライト結晶粒の微細化により強度を上昇させたものであり、しかもプレス成形時に重要となる強度と延性とのバランス、および衝突変形時に重要となる吸収エネルギー特性に優れるものである。

以下、本発明の好適な実施形態について説明する。まず、本発明の高強度鋼板における種々の設定式の規定理由について述べる。なお、以下に示す各元素の含有率は、すべて質量％であるが、便宜上、単に％と記載する。

本発明の高強度鋼板の固溶炭素量は、０．０７〜０．４５％となるように調整することが望ましい。この炭素鋼に、焼入れ性向上および固溶強化による鋼の強度向上を目的として、第１元素群：Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＮｉおよびＢのうちの少なくとも１種を含有させる。また、結晶粒の微細化及び析出強化による鋼の強度向上を目的として、第２元素群：Ｎｂ，ＴｉおよびＶの少なくとも１種を必要に応じて含有させる。さらに、固溶強化による鋼の強度向上を目的として、第３元素群：ＰおよびＡｌのうち少なくとも１種を必要に応じ含有させる。

さらに、得られる鋼が下記（４）式〜（７）式、（１１）式〜（１２）式を前提に、下記（８）式〜（１０）式、および（１３）〜（１４）式を全て溝足するものとする。但し、下記の式中に元素記号は、その元素の構成比率（質量％）を表し、例えば、「Ｃｒ」とは、Ｃｒの構成比率（質量％〉を意味する。

［数６］
Ｆ１（Ｑ）＝Ｏ．６５Ｓｉ＋３．１Ｍｎ＋２Ｃｒ＋２．３Ｍｏ
＋０．３Ｎｉ＋２０００Ｂ…（４）
Ｆ２（Ｔ）＝７３５＋１９Ｓｉ−３１Ｍｎ−１２Ｎｉ
＋１７Ｍｏ＋２０Ｃｒ＋３０Ｖ−８００Ｎ…（５）
Ｆ３（Ｓ）＝１１２Ｓｉ＋９８Ｍｎ＋２１８Ｐ＋３１７Ａ１＋９Ｃｒ＋５６Ｍｏ＋８Ｎｉ＋１４１７Ｂ…（６）
Ｆ４（Ｇ）＝６２０＋３００Ｃ＋０．５×Ｆ３（Ｓ）…（７）
Ｆ１（Ｑ）≧６．０…（８）
Ｆ２（Ｔ）≦Ｆ４（Ｇ）−２０…（９）
０．０７≦Ｃ（ｓｓ）≦０．４５…（１０）
Ｆ３（Ｓ）＝１１２Ｓｉ＋９８Ｍｎ＋２１８Ｐ＋３１７Ａｌ十９Ｃｒ＋５６Ｍｏ＋８Ｎｉ＋１４１７Ｂ…（１１）
Ｆ５（Ｐ）＝５００×Ｎｂ＋１０００×Ｔｉ＋２５０×Ｖ…（１２）
Ｆ３（Ｓ）≦６００…（１３）
Ｆ５（Ｐ）≦１３０…（１４）

ここで、これらの式中の記号の意味および各式の規定理由を説明する。
＜（４）式および（８）式＞
Ｆ１（Ｑ）は、鋼の焼入れ性を表す指標であり、（４）式に示すように定められ、各添加元素の構成比率（質量％）から計算するものである。後述するように、本発明の高強度鋼板の製造方法においては、冷間圧延前の金属組織を難質なフェライトと硬質第２相（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトのうちの少なくとも１種）との複合組織とすることが重要である。

これらの組織は、熱間圧延後にフェライトとオーステナイトとからなる２相域まで徐冷してから急冷する方法、熱間圧延後に室温まで一旦冷却してから加熱してフェライトとオーステナイトとからなる２相域で保持してから急冷する方法により得られる。しかしながら、これらの組織を得るにあたっては、２つの問題がある。

第１に、Ｃ量が少ないと焼入れ性が低いため、硬質第２相を得難いことである。その対策として、焼入れ性向上元素である上記第１元素群を添加して、硬質第２相を得やすくする必要がある。第２に、Ｃ量が多い場合に、熱間圧延後の冷却中にパーライト変態が生じ易くなり、必要な硬質第２相を得難くなることである。これらの間題を解決するためには、上記（８）式に従い、必要な量の焼入れ性向上元素を添加する。なお、ここでいうＣ量とは、後に詳説するが、全Ｃ量からＴｉ，Ｎｂ，Ｖと結合しているＣ量を減じた固溶炭素量を示す。

＜（５）式〜（７）式、及び（９）式＞
（５）式は、鋼材のＡＣ１変態点を規定しており、鋼中の合金元素量によって、（５）式のようにＡＣ１変態点が変化する。各合金元素の係数は、本発明者が実験によって決定したものである。（６）式は第１元素群および第２元素群の固溶強化作用により、高強度鋼板が強化される量をＭＰａ単位で示したものであるが、強化量と同時に、固溶元素による焼鈍中の粒界移動に対する低抗力の指標にもなる。

（７）式は、鋼板の焼鈍時に、結晶粒の粗大化を抑制して所定のナノ結晶比率にできる下限の温度を表しており、上記Ｆ３（Ｓ）およびＣ量に、それぞれ係数を掛けて合計したものである。右辺の３００Ｃは、Ｃによる効果の項であり、０．５×Ｆ３（Ｓ）は、Ｃ以外の固溶元素による効果の項である。（９）式は、鋼のＡＣ１変態点＋２０℃の値が、Ｆ４（Ｇ）以下である必要があることを示している。後述するように、本発明の金属組織を得るためには、鋼の成分で決まるＡＣ１変態点＋２０℃以上の温度で焼鈍する必要があるが、それがＦ４（Ｇ）すなわち結晶粒粗大化を抑制できる上限の温度よりも高いと、本発明の特徴である超微細結晶粒を得るための焼鈍条件が存在しなくなる。したがって、（９）式を満たすように、鋼成分を調整する。

＜（１０）式＞
Ｃ（ｓｓ）とは、全Ｃ量から第２群元素（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ）と結合しているＣを減じた固溶炭素量を意味し、下記（１９）式で計算される。なお、（１９）式中、それぞれ添加元素には、その添加元素の構成比率（質量％）が代入されるものとする。
［数７］
Ｃ（ｓｓ）＝全Ｃ量−（１２／９２．９×Ｎｂ＋１２／４７．９×Ｔｉ＋１２／５０．９×Ｖ）…（１９）

（１９）式中の係数９２．９、４７．９、及び５０．９はそれぞれＮｂ，Ｔｉ，Ｖの原子量であり、１２／９２．９×Ｎｂ＋１２／４７．９×Ｔｉ＋１２／５０．９×Ｖとは、Ｎｂ、Ｔｉ、もしくはＶと結合し炭化物となっているＣ量（重量％）を表したものであり、これを全Ｃ量から減じたものが、固溶Ｃである。

次に、（１０）式は、固溶Ｃの上限値及び下限値を規定しており、その理由は、冷間圧延前の金属組織を所望の範囲で生成させるためである。ここで、下限値を０．０７％としたのは、ＣがＯ．０７％未満の場合は、焼入れ性向上元素を添加しても十分な量の硬質第２相が生成しないためである。硬質第２相の含有量が不十分では、前述の繰り返し重ね圧延等の特殊な方法を用いない限り、鋼の結晶粒径をナノメートルのオーダーまで微細化することができない。

また、上限値を０．４５％としたのは、０．４５％を超える場合は目的のフェライトと硬質第２相の複合組織を得られなくなるためである。Ｃ量が０．４５％を越えると、焼入性向上元素を添加しても、ＣＣＴ曲線におけるパラート変態ノーズが短時間側に存在するようになる。そしてフェライトーオーステナイト２相域からの急冷時に、いかなる冷却速度においてもパーライト変態ノーズを横切るようになり、冷間圧延前の金属組織はフェライトとパーライトの複合組織もしくはパーライトとなる。

ここで、パーライトはＣとＦｅの化合物であるセメンタイトと、フェライトの層状組織であるが、セメンタイトは変形に対して非常に脆く、冷間圧延時のエネルギーがセメンタイトの破断に消費される。このため、鋼の組織にパーライトが含まれている場合には、本発明の製造方法の特徴である軟質フェライト相に大きな歪みを与えることが出来ない。したがって、焼入性向上元素の添加によってパーライト変態を回避できる上限値のＣ量は０．４５％とした。

＜（６）式及び、（１１）〜（１３）式の規定理由＞
（６）式のＦ３（Ｓ）は、第１元素群及び第３元素群の固溶強化作用により、高強度鋼板が強化される量を、ＭＰａ単位で示したものであり、（６）式に従い添加元素の質量％から計算する。（６）式のそれぞれの元素に乗じられている係数は、下記の考え方に基づいて下記（２０）式から算出したものである。

[数８]
各元素の係数＝｜ｒ（Ｘ）−ｒ（Ｆｅ）｜／ｒ（Ｆｅ）×Ｍ（Ｆｅ）／Ｍ（Ｘ） ×１０００ …（２０）
ここで、ｒ（Ｘ）は、当該元素の原子半径、ｒ（Ｆｅ）は鉄の原子半径、Ｍ（Ｘ）は当該元素の原子量、及びＭ（Ｆｅ）は鉄の原子量である。

（２０）式の意味するところは以下のとおりである。すなわち、ある添加元素の原子半径と鉄の原子半径との差を鉄の原子半径で除したものが、その元素１個あたりの固溶強化量に比例する。これに、当該元素の質量％あたりに換算するために、鉄の原子量と当該元素の原子量との比を乗じ、さらに単位をＭＰａに換算するために１０００を乗じた。表１に、用いた各元素の物理定数と、それにより計算した（２０）式の係数を示す。

次に、Ｆ５（Ｐ）は、上記第２元素群が鋼中のＣと炭化物を形成して析出強化により鋼が強化される係数の、その強化量を示す指数であり、上記（１２）式に示すように定められる。（１２）式の意味するところは、以下のとおりである。すなわち、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖは、鋼中での炭化物形成能が強く、例えば７００℃での鋼中のＮｂとＣの溶解度積、ＴｉとＣの溶解度積（重量％）^２はともに１０の−６乗のオーダーであり、ＶとＣの溶解度積（重量％）^２は１０の−４乗のオーダーであるので、本発明の高強度鋼板においては、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは固溶体としてはほとんど存在できず、Ｃと１対１で結合した炭化物、すなわちＮｂＣ、ＴｉＣ、もしくはＶＣとして存在する。したがって、添加したＮｂ，Ｔｉ，Ｖの添加量に比例した析出強化量が期待できる。

なお、これはＮｂ，Ｔｉ，又はＶと結合していないＣが残存している場合であり、すべてのＣがＮｂ，Ｔｉ，Ｖと結合している状態で更にＮｂ，Ｔｉ、またはＶを添加しても、期待通りの析出量は得られない。また、析出物の大きさにより析出強化量は変化する。一般に、析出物が粗大化すると析出強化能は低下する。本発明の高強度鋼板では、後述するように、冷間圧延後の焼鈍時に、炭化物が成長しやすい高温域での長時間保持は考慮していない。このため、Ｎｂ，Ｔｉ又はＶの炭化物は均一微細に分散し、これら元素の添加量のみにより析出強化量が決まる。上記（１２）式はこのことを示すものである。

ここで、（１２）式中の係数５００、１０００および２５０はそれぞれＮｂ，Ｔｉ，Ｖの１重量％あたりの析出強化量を表すもので、実験により決定した数値である。Ｎｂ、Ｔｉ、およびＶの析出強化量を合計したものが、Ｆ５（Ｐ）、すなわち全析出強化量である。このような知見の下、（１３）式および（１４）式は、固溶強化と析出強化によるフェライトの強化量をそれぞれ６００ＭＰａ以下、１３０ＭＰａ以下にすべきことを示している。

これは、鋼板の強化量が高すぎると、本発明の特徴である高い延性が発現しなくなるためである。前述のように、多量の合金元素を添加してフェライトを大きく強化すると、同時にフェライト純度が低下し、フェライトの強度延性バランスが劣化する。本発明の高強度鋼板の金属組織では、フェライトの純度が所定以上の場合には従来鋼よりも高い延性が得られるものの、フェライトの純度が低すぎると高い延性が発現しなくなる。

本発明者等は、高い延性を発現するため、必要なフェライトの純度を定量化することを検討した。その結果、各添加元素が延性に及ぼす悪影響度は、単位添加量（質量％）あたりのフェライト強化量（固溶強化、析出強化）に比例することを実験的に見出した。その結果を元に鋭意研究したところ、高い延性を発現できるフェライト強化量の上限値が、固溶強化では５００ＭＰａ、析出強化では１３０ＭＰａであることが判明した。上記（１３）式及び（１４）式は、これを数値化したものである。

また、本発明の高強度鋼板においては、適量のＮを含有させることにより、高いＢＨ量を付与することができる。ＢＨ量には、Ｃ，Ｎを代表とする侵入型固溶元素の量が影響する。しかしながら、本発明の高強度鋼板では、Ｃの増量には限界がある。前述のように、Ｃを増量すると金属組織中にパーライトが生じやすくなり、目的の金属組織を得にくくなるためである。

そこで、本発明者等は、Ｃ以外の侵入型固溶元素としてＮに着目した。Ｎは、鉄と化合物を生成しない範囲の含有量であれば、金属組織を大きく変化させずに固溶状態で含有させることができ、歪み時効現象に有効に作用し、高いＢＨ量を得ることができる。さらには、本発明の高強度鋼板においては、従来の鋼板よりもＢＨ量が高いという特性がある。その理由は明確ではないが、本発明の高強度鋼板はフェライト結晶粒の多くが１．２μｍ以下のナノ結晶粒であり、結晶粒界や、フェライトと第２相との界面の面積が非常に多いことが影響していると考えられる。

粒界や界面を挟む結晶粒は互いに変形を拘束するため、粒界や界面付近には変形時の転位密度が高くなる傾向にある。本発明の高強度鋼板では、そのような粒界・界面が材料組織中の至る所に存在するため、材料全体にわたり均一で高い転位密度を有している。したがって、塗装焼付け処理時のＮの歪み時効が材料全体にわたって生じるため、高いＢＨ量を示すと考えられる。

＜各化学成分の限定理由＞
次に、本発明の高強度鋼板における、各化学成分の限定理由について延べる。なお、以下に示す各元素の含有量についても単位は全て質量％であるが、便宜上、単に％と記載する。また、Ｃについては、（１０）式で個別に限定し、その他の元素については、ほとんどの場合に（８）式、（９）式、（１３）式、（１４）式によって上下限値が限定されるが、さらに、個別に上下限値を設定する。

＜Ｃ：固溶Ｃで０．０７〜０，４５％＞
Ｃの添加により、フェライトとオーステナイトからなる渥合組織を熱延後の高温で生じさせる事ができ、この混合組織の急冷によりマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの硬質第２相を形成することができる。さらには、冷間圧延後の焼鈍においても同様である。このため、Ｃは本発明では最も重要な元素である。

本発明の高強度鋼板では、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの添加が可能であるので、その場合に炭化物として析出するＣを除いた固溶Ｃが、上記（１０）式を満足するように、Ｃの添加量を調整する。固溶Ｃが０．０７％未満であると、冷間圧延前の金属組織中に十分な量の硬質第２相を含有させることができず、固溶Ｃが０．４５％を超えると、金属組織はパーライトとなり、ともに本発明の高強度鋼板の製造方法には適さなくなる。

＜第１元素群：＞
以下の元素は、鋼の焼入性向上と固溶強化による鋼の強度向上とを目的として添加する。添加量は、（８）式、（９）式、および（１３）式を満たすように調整する。以下に、各元素の添加量の上限値及び下限値の限定理由を説明する。

＜Ｓｉ：０．２〜５％＞
Ｓｉ添加量が０．２％未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。このため、下限値は０．２％とする。また、Ｓｉの添加量が５％を超えると、ＳｉがＦｅと結合して結晶構造がＤ０３型もしくはＢ２型の金属間化合物であるＦｅ_３Ｓｉが安定相として現われ、これは鋼の延性を低下させるため、上限を５％とする。

＜Ｍｎ：０．１〜５％＞
Ｍｎの添加量が０．１％未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。このため、下限値は０．１％とする。また、Ｍｎの添加量が５％を超えると、室温においても、オーステナイトが安定相として存在する。安定相のオーステナイトは強度が低く、鋼全体の強度を低下させるため好ましくない。このため、上限値は５％とする。

＜Ｃｒ：０．１〜１．５％＞
Ｃｒの添加量が０．１％未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。このため、下限値は０．１％とする。また、Ｃｒの添加量が１．５％を超えると、鋼中のＣとＣｒとが結合して炭化物になるため、添加量に見合った固溶Ｃｒが得られず、焼入性向上も望めない。このため、上限値は、Ｃｒが固溶状態で存在できる１．５％とする。

＜Ｍｏ：０．１〜０．７％＞
Ｍｏの添加量が０．１％未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。このため、下限値は０．１％とする。また、Ｍｏ添加量が０．７％を超えると、鋼中のＣとＭｏとが結合して炭化物になるため、添加量に見合った固溶Ｍｏが得られず、焼入性向上も望めない。このため、上限値は、Ｍｏが固溶状態で存在できる０．７％とする。

＜Ｎｉ：０．２〜１０％＞
Ｎｉの添加量が０．２％未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。このため、下限値は０．２％とする。また、Ｎｉの添加量が１０％を超えると、室温においても、フェライトに加えてオーステナイトが安定相として存在する。オーステナイトは強度が低く、鋼全体の強度を低下させるため好ましくない。このため、上限値は１０％とする。

＜Ｂ：０．０００５〜０．００３％＞
Ｂの添加量が０．０００５％未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。このため下限値は０．０００５％とする。また、フェライトヘのＢの固溶限自体は非常に小さく、Ｂは添加量が少ない場合は主に鋼の結晶粒界に偏析して存在すると考えられるが、添加量が０．００３％を超えると、粒界だけではＢの存在サイトとしては不十分になり、金属間化合物のＦｅ_２Ｂが生成されて鋼の延性を低下させるため、上限値は０，００３％とする。

＜第２元素群：Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ＞
これらの元素は、結晶粒の微細化及び析出強化による鋼の強度向上を目的として、必要に応じて添加することができる。以下、各元素の添加量の上限値及び下限値の限定理由を説明する。

＜Ｎｂ：０．０１〜０．２６％＞
Ｎｂによる微細化および析出強化を得るためには０．０１％以上添加する必要がある。Ｎｂの添加量が０．２６％を超えると、ＮｂＣによる析出強化量だけで１３０ＭＰａとなり、（１４）式を溝足しないため、上限は０．２６％に限定される。

＜Ｔｉ：０．０１〜０．１３％＞
Ｔｉの添加量が０．１３％を超えると、ＴｉＣによる析出強化量だけで１３０ＭＰａとなり、（１４）式を満足しないため、Ｔｉの上限は０．１３％に限定される。

＜Ｖ：０．１〜０．５２％＞
Ｖの添加量が０．１％未満では微細化の効果が明瞭に現れず、Ｖの添加量が０．５２％を超えると、ＶＣによる析出強化量だけで１３０ＭＰａとなり、（１４）式を満足しないため、Ｖの上限は０．５２％に限定される。

＜第３元素群：Ｐ，Ａ１＞
これらの元素は、鋼の強化元素として、必要に応じて添加することができる。以下、各元素の添加量の上限値及び下限値の限定理由を説明する。

＜Ｐ：０．０３〜２％＞
Ｐの添加は、鋼の固溶強化元素として有効であるが、添加量が０．０３％未満の場合は固溶強化の効果が明瞭に現れない。このため、下限値は０．０３％とする。また、Ｐの添加量が２％を超えると、金属間化合物であるＦｅ_３Ｐが生成し、鋼の延性を低下させる。このため、上限値は２％とする。

＜Ａｌ：０．０１〜１８％＞
Ａ１は、固溶強化元素であるとともに、脱酸剤としての効果を有し、鋼をキルド鋼にするために添加される。また、Ａ１は、製鋼工程において鋼中の溶存酸素と結合してアルミナとして浮上し、これを除去することで鋼の延性や靭性を向上させることができる。ただし、Ａｌの添加量が０．０１％未満の場合は、脱酸剤としての効果も、固溶強化元素としての効果も明瞭に現れない。このため、下限値は０．０１％とする。一方、Ａ１の添加量が１８％を超えると金属間化合物であるＦｅ_３Ａｌが生成し、鋼の延性を低下させる。このため、上限値は１８％とする。

＜Ｎ：０，００７〜０．０３％＞
Ｎは、本発明の高強度鋼板においては、ＢＨ量を向上させるために重要な元素であり、高強度鋼板を部品に成形した後に塗装焼付け工程がある場合は、部品の強度を上昇させるのに有効に働く。したがって必要に応じてＮを適宜添加する。Ｎ添加量が０．００７％未満の場合は、焼付硬化性が明瞭に現れない。このため、下限値は０．００７％とする。一方、Ｎ添加量が０．０３％を超えると、立方晶のＦｅ_４Ｎが析出し始めるため添加したＮに見合ったＢＨ量向上を望めない。したがって、上限を０．０３％とする。

＜組織についての限定理由＞
次に、本発明の高強度鋼板の金属組織について、詳細に説明する。
本発明の高強度鋼板の金属組織は、下記１）〜４）に記載の要件を同時に満足するものである。

１）金属組織は、フェライトと第２相（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトのうち１種または２種以上）からなる。また、鋼板の、圧延方向に平行な断面を切り出し、この断面をナイタール等でエッチングした後に、走査型電子顕微鏡で倍率５０００倍で撮影した２次電子像（以下、ＳＥＭ写真と称する）から測定した第２相の面積率が、３０〜７０％である。

２）金属組織において、硬質第２相はフェライト相中に均一に分散しており、以下の要件を満足する。すなわち、鋼板の、圧延方向に平行な断面の５０００倍のＳＥＭ写真において、３μｍ四方の正方形格子を任意に９個以上の取り出し、各格子での硬質第２相の面積率を画像解析を用いて測定した際に、各硬質第２相の面積率をＡｉ（ｉ＝１，２，３，…）とするとき、Ａｉの平均値Ａ（ａｖｅ）と標準偏差ｓとが、下記（２１）式を満たす。
[数９]
ｓ／Ａ（ａｖｅ）≦０．６…（２１）

３）鋼板の、圧延方向に平行な断面の５０００倍のＳＥＭ写真において、写真の全面積から硬質第２相を除外したフェライト部のうち、ナノ結晶粒の面積率が１５〜９０％である。

４）ナノ結晶粒の平均粒径ｄＳと、ミクロ結晶粒の平均粒径ｄＬとが、下記（２２）式を満たす。
[数１０]
ｄＬ／ｄＳ≧３ …（２２）

ここで、平均粒径とは、鋼板の、圧延方向に平行な断面の５０００倍のＳＥＭ写真において、画像解析により全てのフェライト粒の面積を測定し、それぞれの面積から求めた円相当径を意味する。具体的には、画像解析により求めたフェライト粒の面積をＳｉ（ｉ＝１，２，３…）とすると、円相当径Ｄｉ（ｉ＝１，２，３…）は、下記（２３）式により計算する。
[数１１]
Ｄｉ＝２（Ｓｉ／３．１４）^１／２ …（２３）

以上に示した要件１）〜４）の設定理由は、以下のとおりである。すなわち、適量の硬質第２相を均一に分散析出させることで、フェライト部から第２相へＣ等の固溶元素を放出させ、フェライトの純度を高め、これにより鋼の延性を高めることができる。また、硬質第２相の面積率が小さすぎると、複合組織鋼の特徴が現れないために延性が小さく、多すぎる場合もまた、フェライトよりも硬質第２相の材料特性が顕著に現れ、延性が小さくなる。

ここで、本発明の高強度鋼板の組織において、硬質第２相とは、焼鈍中にフェライトと平衡する相が冷却過程において変態した相か、変態せず残留した相か、さらには、それらの相が焼鈍により変化した組織を指す。具体的には、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト、のいずれか１種以上のことである。

ここで、焼戻ベイナイトはベイナイトに、、焼戻マルテンサイトはマルテンサイトに含まれる。その理由を以下に説明する。先ず、焼戻ベイナイトは、ベイナイトを３００〜４００℃で焼鈍して靭性を向上させたものであるが、転位密度の高いフェライトとセメンタイトの混合組織であり、本質的にベイナイトと変わらないため、本発明においてはベイナイトに含まれるとして扱う。

次に、焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトを焼鈍して硬度を低減させ靭性を向上させたものであるが、本発明においてはマルテンサイトに含まれるとして扱う。マルテンサイトの焼戻しは、炭素を過飽和に固溶したマルテンサイトが、フェライトと炭化物に分解する過程である。しかしながら、たとえば、杜団法人日本金属学会編、講座・現代の金属学材料編４鉄鋼材料、３９頁に記載されているように、３００〜５００℃で焼戻した場合でも、フェライトはかなり高い転位密度を持っており、ラスマルテンサイトの特徴であるパケット、ブロックなどの構成は変化しない。したがって硬度も高く、焼鈍マルテンサイトであっても、マルテンサイトの特徴を失っていない。

さらには、杜団法人日本金属学会編、講座・現代の金属学材料編４鉄鋼材料、３９頁に記載されているように、焼入直後のマルテンサイトに過飽和に固溶されたＣは非常に容易に拡散が起こるので、約一１００℃から既に、Ｃの移動が認められ、析出の準傭段階が始まっている、したがって、焼入れままのマルテンサイトと焼戻マルテンサイトは明瞭に区別し難い。以上を考慮して、本発明においてはマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトは同じものとして扱う。

次に、第２相以外のフェライト部に関して説明する。フェライト部は大きさの異なるナノ結晶粒とミクロ粒の混合組織とすることで、高強度と、プレス成形時や部品化後の衝突時に必要である延性を高次元で両立させることができる。

なお、超微細フェライトの定義を１．２μｍ以下としたのは、たとえば「鉄と鋼」（日本鉄鋼協会）、第８８巻第７号（２００２年）３６５頁の図６（ｂ）に開示されているように、フェライト結晶粒径約１．２μｍを境界にして、材料の材料特性、特に伸びが不連続に変化するためである。また、フェライト結晶粒径が１．２μｍより小さくなると、全伸びが急激に低下し、とくに一様伸びを示さなくなるためである。

以上は、本発明の高強度鋼板に係る、種々の式の規定理由、化学成分の限定理由、及び組織についての限定理由であるが、以下に、本発明の高強度鋼板の作用効果についてのメカニズムを詳細に説明する。

＜本発明の高強度鋼板の作用効果についてのメカニズム＞
母相をフェライトをナノ結晶粒とミクロ結晶粒との混合組織とし、更に硬質第２相を含有させることで、高強度と高い延性を付与できるメカニズムを、下記に述べる。

本発明の高強度鋼板の母相は、非常に強度の高い結晶粒径１．２μｍ以下のナノ結晶粒を一定の範囲で含んでおり、変形応力が非常に高い。しかしそれだけでは、前述の特許文献４や５のように、高強度ではあるが延性が低い。その間題を克服するために、フェライト以外に、一定の分率の硬質第２相を導入するとともに、母相フェライトも超微細粒だけではなく一定の範囲の量の、通常の強度を有するミクロ結晶粒を混在させる。

先ず、硬質第２相を導入した理由について説明する。本発明の高強度鋼板の組織は、基本的には軟質な母相と硬質な第２相をもつ複合組織であり、一般的な複合組織鋼の変形挙動の考え方が適用できる。複合組織を有する鋼板を変形させようとした場合、まず軟質な母相のフェライトから優先的に変形が生じる。さらに変形を加えた場合、組織中に分散した硬質第２相は変形し難いため、材料のマクロな歪みの多くの部分を、母相フェライトが分担しなけれぱならず、フェライトがさらに変形して、大きく加工硬化する。

加工硬化が大きければ歪みが広範囲に伝播するために局部くびれが生じにくく、その結果、延性が大きくなる。本発明は、このような複合組織鋼の変形の考え方をべースにしながらも、母相フェライトが合金元素を極力押さえ結晶粒の微細化により強化されたものであること、さらには母相フェライトは、非常に強度の高い結晶粒径１．２μｍのナノ結晶粒と、結晶粒径が１．２μｍを超える通常の強度を有するミクロ結晶粒の混合組織であるという２つの特徴を有する全く新しい発想による高強度鋼板である。

まず、１点目の特長である合金元素を極力抑えていることの効果について述べる。通常の複合組織鋼に、固溶強化元素（代表的なものとしてはＭｎ，Ｓｉ，Ｐなど）や析出強化元素（代表的なものとしてはＮｂ，Ｔｉなど）を添加していくと、確かにフェライトの強度が上昇するために鋼の強度も上昇するものの、母相中の鉄と合金元素の界面、母相と析出物の界面には変形により導入された転位が局在化しやすく、それが破壊の起点となるため、結果的には、鋼の強度延性バランスはそれ程向上するわけでは無い。

２点目の母相がナノ結晶とミクロ結晶の混合組織であることは、本発明の大きな特徴である。発明者は、後述する通常圧延焼鈍でのナノ結晶組織を製造する独自の方法を用いて、複合組織を有する超微細結晶粒の組織と機械的性質の関係について研究を重ね、母相フェライトが粒径１．２μｍ以下のナノ結晶粒のみからなる場合は、フェライト単相の超微細結晶粒材料よりも延性は向上するものの、その効果は小さく、母相中に、通常の強度を有するミクロ結晶粒を一定の量導入した場合に、最も良好な強度・延性のバランスを呈することを見出した。

前述したように、超微細結晶粒組織は、強度は高いものの加工硬化が小さく、延性が劣り、特に一様伸びはほとんど無い。そのような組織に硬質第２相を導入しても、延性の小さい母相の影響が大きすぎ、鋼全体の延性は若干向上する程度であった。これは、母相全体が超微細結晶粒の場合は、結晶粒界の拘束によって大きな変形に追従することができず、析出物と母相界面や、鉄と固溶元素の界面ほどではないにしろ、結晶粒界付近に歪みの局在化が生じ、破壊の起点となることが原因と考えられる。

しかしながら、母相フェライトにミクロ結晶粒を一定の範囲で導入することで、延性は大きく向上した。その理由は明確ではないが、母相フェライト中に、強度上昇にはあまり寄与しないが大きな変形能を有するミクロ結晶粒があると、周囲のナノ結晶部の変形能が小さいことを補い、マクロな変形に追従し、かつミクロ結晶粒も歪みが集中することで大きく加工硬化することによって、結果的に、破壊の起点となるボイドの発生を抑えつつ、結晶組織全体に歪みが一様にいきわたるわたるためと考えられる。

上述の現象は、母相フェライト中のナノ結晶粒の比率が１５〜９０％の範囲で、かつまた鋼組織中の硬質第２相の面積率が３０〜７０％の範囲で発現する。母相フェライト中のナノ結晶比率が９０％より大きいと、前述のように延性はあまり向上せず、１５％より小さい場合は、結晶粒微細化によるフェライトの強化が不十分で、明瞭な高強度化が得られない。

また、鋼組織中の硬質第２相が３０％より少ないと、複合組織の特徴が明瞭にならずにフェライト単相の組織に対する優位性が無くなる（延性が低くなる）。一方、硬質第２相が７０％より多いと、硬質第２相の変形特性が顕著に現れ、降伏点が上昇し延性が低くなる。

以上は、本発明の高強度鋼板に関する説明であるが、以下に、上記高強度鋼板を好適に製造する方法を説明する。なお、なお、本発明の高強度鋼板の製造方法は、通常の冷延鋼板製造プロセス、すなわち、スラブ溶製、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍の各工程によって製造することができる。

＜スラブ溶製＞
スラブ溶製は、通常の方法で所定成分にて行う。工業的には、溶銑をそのまま用いるか、又は市中スクラップや鋼の製造工程で生じた中間スクラップ等の冷鉄源を電気炉や転炉で溶解した後、酸素精錬し、連続鋳造又はバッチの分塊鋳造にて鋳造する。パイロットプラントや実験室等の小型設備においても、電解鉄やスクラップ等の鉄素材を、真空中又は大気中で加熱炉によって溶解し、所定の合金元素を添加した後、鋳型に注入することで素材を得ることができる。

＜熱間圧延＞
熱間圧延は、本発明の高強度鋼板の製造方法において、最初の重要なプロセスである。本発明の製造方法では、熱間圧延後の結晶組織を、フェライトが主相で、硬質第２相を面積率で３０〜８５％の範囲で含有する複合組織とし、さらに板厚方向に測定した硬質第２相の平均間隔を２．５〜５μｍとする。ここでいう硬質第２相とは、マルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトのうち少なくとも１種である。セメンタイトまたはパーライトが硬質第２相である場合は、本発明の高強度鋼板の金属組織は得られない。

以下に、硬質第２相を上記のように選定した理由について説明する。
本発明の高強度鋼板の金属組織は、フェライト相中に占めるナノ結晶粒が、面積率で１５〜９０％であるものである。この金属組織を得るためには、以下の処理を行う。すなわち、冷間圧延前の金属組織をフェライトと硬質第２相の複合組織とする。次いで、冷間圧延によって、軟質なフェライトに大きな勢断歪みを付与する。最後に、この部分を引き続き行われる焼鈍によって、結晶粒径１．２μｍ以下のナノ結晶粒とする。

一方、冷間圧延前に存在した硬質第２相（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトのうち少なくとも１種）は、冷間圧延により変形はするものの、フェライト部ほど大きな剪断歪みが付与されない。このため、冷間圧延後の焼鈍工程においては、ナノ結晶粒は生成せず、ひずみの回復によってフェライトヘ変化するか、または新しいフェライト粒の核生成と成長による通常の静的再結晶の過程を経て、ミクロンオーダーの結晶粒径を有するミクロ結晶粒になる。このようなメカニズムで、超微細フェライトと粗大フェライトの混合組織が得られる。

このように、硬質第２相としては、マトリックスのフェライトに対して硬度が高いことは当然であるが、冷間圧延と焼鈍の後には、フェライトに変化するような組織でなければならない。言い換えれば、本発明で必要とする硬質第２相とは、セメンタイトのような炭化物単独のものではなく、フェライトもしくはオーステナイトが主体でありながら硬度の高い組織のことである。

以下に、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトが本発明における硬質第２相としての適格を有する理由を述べる。マルテンサイトは、Ｃを過飽和に含むフェライトであり、Ｃによる結晶格子の歪みに起因した高い転位密度のために硬度が高い。しかしながら、マルテンサイトのＣ含有量は、Ｆｅ−Ｃ平衡状態図におけるＦｅとＦｅ_３Ｃの共晶点のＣ濃度である約０．８％程度が最大であり、Ｆｅ_３Ｃの化学式で示されるセメンタイトに比して非常に少ない。このため、冷間圧延後の焼鈍工程においては、セメンタイトを析出しながらフェライトに変化する。したがって、マルテンサイトには、フェライトを主体としながら硬度の高い組織であるという、本発明における硬質第２相としての適格を有している。

ベイナイトは、マルテンサイトが形成し始める温度よりもやや高温で変態した組織であり、羽毛状もしくは針状のフェライトと微細なセメンタイトの混合組織である。マルテンサイトほどではないが、フェライト部には多量の転位を含んでおり（たとえば、社団法人日本金属学会編、講座・現代の金属学材料編４鉄鋼材料、３５頁に記載されている）、セメンタイトのみならず、転位密度の高いフェライト部も硬度が高い。したがって、フェライトを主体としながら硬度の高い組織であるという、本発明における硬質第２相としての適格を満足している。

上記の説明で明らかなように、ベイナイトは、フェライトとセメンタイトの混合組織ではあるが、セメンタイトと高転位密度のフェライト部を合わせた組織全体を硬質相とみなす事ができ、転位密度の低いフェライトマトリックス中に単独で硬質相として存在するセメンタイトとは、明確に区別できる。

また、金属組織の観察からも、ベイナイトと、セメンタイトとの違いは、明瞭に判別できる。鋼の断面を研磨・エッチングして光学顕微鏡で観察した場合、ベイナイトの組織では、高転位密度のために針状フェライト部が暗く観察され、周囲の転位密度の低いフェライトマトリツクスは明るく見える。一方、単独のセメンタイト組織とは、明るいフェライトマトリックスに対し、灰色に見える球状の析出相である。

最後に、残留オーステナイトは、圧延工程における歪みによって、歪み誘起変態を起こしてマルテンサイトに変化するため、マルテンサイトと同じ効果があり、また冷間圧延後の焼鈍工程における組織変化も、マルテンサイトと同様である。従って、残留オーステナイトは、本発明における硬質第２相としての適格を有している。

次に、硬質第２相が単独のセメンタイト又はパーライトの場合について説明する。ここでパーライトは、フェライトとセメンタイトとが層状を成す混合組織であるので、層状のセメンタイトが硬質第２相の働きをする。従って、硬質第２相がセメンタイトの場合もパーライトの場合も本質的に同じである。硬質第２相がセメンタイトの場合は、冷間圧延において、本発明の特徴である軟質フェライト部に大きな剪断歪みを付与する事が困難である。これは、セメンタイトは変形に対して非常に脆く、冷間圧延時のエネルギーがセメンタイトの破断に消費されてしまい、フェライトに有効に歪みが付与されないためである。

もっとも、圧延率が８５％以上といった高圧下率で冷間圧延すれば、ナノ結晶が生成するようになる。しかしながらその場合も、冷間圧延後の焼鈍過程における変化が、硬質第２相がマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの場合と大きく異なるため、本発明の特徴であるナノ結晶粒とミクロ結晶粒の混合組織とはならない。高圧下率で冷間圧延した後の焼鈍工程において、焼鈍温度がＡｃ１変態点以下の場合は、準安定相であるセメンタイトは、その形状が層状の場合は球状へ変化するものの、セメンタイトのまま残存する。

このため、焼鈍後の組織はナノ結晶フェライトとセメンタイトになり、本発明鋼の特徴である混合組織とはならない。したがって高強度は示すものの、良好な延性を示さない。また、焼鈍温度がＡｃ１変態点以上の場合は、Ｃ濃度が非常に高いセメンタイト部が優先的にオーステナイトに変態し、その後の冷却過程において、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの少なくとも１種の混合組織に変態する。このため、ナノ結晶フェライトと、これら変態組織との混合組織となり、本発明鋼の特徴である高い延性は得られない。本発明鋼の最終的な金属組織においては、フェライト相がナノ結晶粒とミクロ結晶粒の混合組織であることが重要である。

フェライト相をそのような混合組織とするには、熱間圧延板中の硬質第２相を適正に選択した上で、硬質第２相の面積率を３０〜８５％の範囲とするとともにその平均間隔を２．５〜５μｍの範囲とすることが必要である。その後、後述するように、硬質第２相の間隔に応じた所望な圧延率により冷間圧延を施し、さらにＡｃ１変態点を越えてかつ結晶粒成長を抑制できる温度、時間で焼鈍することにより、上記のミクロ結晶粒とナノ結晶粒との混合組織を母相として硬質第２相を含有する高強度鋼板が得られる。

次に、熱間圧延板中の硬質第２相の面積率の規定理由について述べる。硬質第２相の面積率が３０％より小さい場合も、８５％を超える場合も、冷延・焼鈍後に、十分な量のナノ結晶粒を得ることが出来ない。本発明者は、フェライトと硬質第２相からなる熱間圧延板を、冷延・焼鈍した時のナノ結晶粒生成挙動について、高分解能ＳＥＭを用いたＥＢＳＤ（Electron Backscatter Difraction）法によって研究を行った。その結果、冷間圧延組織における硬質第２相とフェライト相との界面付近から、等軸形状で３００ｎｍ以下という非常に小さな結晶粒が核生成し、焼鈍時間の経過とともに周囲のフェライト加工組織を侵食して成長していく様子が確認された。同時に、硬質第２相については、その内部に新たな結晶粒が核生成するケースと、硬質第２相そのものの形状はほとんど変わらず、歪みが回復するのみで等軸なミクロ結晶粒に変化するケースがある事を確認した。更に、結晶方位等の詳細解析を行い、混合組織におけるナノ結晶粒の起源は、初期のフェライトと硬質第２相との界面付近に核生成する等軸なフェライト粒であり、ミクロ結晶粒の起源は、初期のフェライトの中でも剪断歪みがあまり付与されていない部分と、初期の硬質第２相であることを見出した。

この知見によれば、熱間圧延板中の硬質第２相が少ない場合は、フェライト相との界面も少ないために、ナノ結晶粒の核生成密度が小さく、逆に歪み量の小さいフェライト相が多く存在するために、最終的にはミクロ結晶粒が多くを占め、ナノ結晶粒によるフェライト相の強化が明瞭に現れず、通常の複合組織鋼との差異が現れない。一方、熱間圧延板中の硬質第２相が多い場合は、フェライト相へ付与される歪みは高いものの、フェライト相自体が少なく、硬質第２相を圧延、焼鈍した組織であるミクロ結晶粒が多くを占めるようになり、結果的には十分な量のナノ結晶粒を得ることが出来ない。本発明者は、上記の知見に基づき、熱間圧延板中の硬質第２相の面積率を種々に変えて冷延・焼鈍する実験を系統的に行うことにより、硬質第２相の面積率の適正範囲は３０〜８５％であることを見出した。

ここで、熱延板における硬質第２相の測定方法について説明する。熱延板において、圧延方向と平行な断面の４００倍〜１０００倍の光学顕微鏡写真を撮影し、板厚方向に３本の直線を任意の位置に引く。この直線上で、硬質第２相、フェライト、硬質第２相の順に切断されるとすれぱ、最初の硬質第２相／フェライト界面から、フェライト粒を通って次の界面までの距離を、スケールにて測定し、単位をμｍに換算する。この作業を、写真上で切られる全ての硬質第２相について実施し、全ての測定値を平均して、硬質第２相の平均間隔とする。以上の詳細を図１に示す。

次に、目的の組織を得るための熱間圧延の方法について説明する。図２は、熱間圧延の温度履歴を示す図である。図２に示すように、まず、スラブをオーステナイト域すなわちＡＣ３変態点以上まで加熱し、粗圧延した後、仕上げ圧延を行う。この仕上げ圧延の温度を、Ａｒ３変態点の直上、すなわちフェライトが析出しない範囲で出来るだけ低温のオーステナイト域とすることで、圧延時の粒成長を抑制する。その後、フェライトとオーステナイトの２相域まで冷却することで、フェライトとオーステナイトの混合組織とする。この際、圧延時のオーステナイト粒成長を抑制したことで、オーステナイトはもちろん、オーステナイトの結晶粒界から核生成するフェライトも核生成密度が高くなり、粒径を微細にすることができる。圧延時にフェライトが析出していると、加工されたフェライトがそのまま室温まで残存するため、変態により微細なフェライトを析出させるという効果が低減する。

引き続いて、２相域にてそのまま保持するか、保持せずに急冷を行う。この急冷過程で、オーステナイト部を硬質第２相に変態させるが、２相域保持の段階で結晶粒を微細にしたことが硬質第２相の間隔を狭くすることに有効に働く。なお、２相域からの急冷とは、鋼成分によって決まる臨界冷却速度、すなわち連続冷却変態線図（ＣＣＴ：Continuous cooling transformation diagram）におけるパーライト変態開始のノーズを横切らずにＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）に到達するような冷却速度以上で冷却することを意味する。

これは、一般的な意味の急冷却である必要は必ずしも無く、その鋼にとって十分な冷却遠度であれば良い。このときの冷却速度が、ＣＣＴにおけるベイナイト変態開始ノーズも横切らないくらい速い速度であれぼ、第２相はマルテンサイトとなり、ベイナイト変態開始ノーズを横切ってＭｓ点以下まで冷却すれぱ第２相はマルテンサイトとベイナイトの混合となり、Ｍｓ点直上で冷却を停止して温度を保持した後に室温まで冷却すれば第２相はベイナィトになる。

また、高強度鋼板の成分としてＳｉやＡｌを増加させた上で、Ｍｓ点直上で冷却を停止して保持した後に室温まで冷却すれば第２相にはベイナイトの他に残留オーステナイトが含まれるようになる。いずれにしろ、パーライト変態を回避して、フェライト以外の第２相にセメンタイトを含有させない事が重要である。

このような高強度鋼板の製造方法にあっては、熱間圧延後の板を、圧延方向と平行な断面で観察した金属組織において、板厚方向に測定した硬質第２相の平均間隔が、２．５〜５μｍになるようにすることが好ましいが、その理由は後述する。

＜冷間圧延＞
熱間圧延後の組織における硬質第２相の平均間隔をｄ（μｍ）とし、熱間圧延後（冷間圧延前）の板厚をｔ_０、冷間圧延後の板厚をｔとした場合に、下記（２４）式で示される加工度指数Ｄが下記（２５）式を満たすような条件で、冷間圧延を行う。
［数１２］
Ｄ＝ｄ×ｔ／ｔ_０…（２４）
（ｄ：硬質第２相の平均間隔（μｍ）、ｔ：冷間圧延後の板厚、ｔ_０：熱間圧延後の冷間圧延前の板厚）
０．５０≦Ｄ≦１．０…（２５）

（２５）式で、Ｄ値が１．０を超えるような低圧延率では、フェライト相に十分な剪断歪みを付与できず、焼鈍後に十分な量のナノ結晶粒を確保できず、ミクロ結晶粒からなる通常の金属組織にしかならない。またＤ値が０．５に満たないような高圧下率の圧延を施すと、逆にフェライト相のすべての部分に均一に剪断ひずみが付与されてしまい、焼鈍後の母相フェライトはナノ結晶粒とミクロ結晶粒の混合組織にはならず、全面がナノ結晶粒になる。いずれの場合も、本発明の高強度鋼板の特徴である、高い延性を付与することができない。

さらに、本発明では、上記ｄを２．５〜５μｍとする。ｄが５μｍを超える場合に（２５）式を満たそうとすると、ｔ／ｔ_０が０．２以下、すなわち圧延率で８０％を超える高圧下を行わなくてはならず、本発明のような高強度鋼板を圧延するには、圧延機に大きな負荷をかける。４段以上のタンデム圧延機を使用して、圧延１パスあたりの圧下率を少なくしたとしても、１回の圧延では必要な圧延率を確保できず、２回圧延の必要が生じる。したがって、本発明では、現実的に１回の圧延で達成する事が可能な、圧延率８０％以下でもナノ結晶組織を得るため、熱延板における第２相間隔を５μｍ以下に限定する。

また、ｄが２．５μｍに満たない場合は、初期の硬質第２相間隔が非常に小さいために、いかなる条件で圧延しても、フェライト相のすべての部分に均一に強ひずみが付与されてしまい、焼鈍後の母相フェライトはナノ結晶粒とミクロ結晶粒の混合組織にはならず、全面がナノ結晶粒になる。そのため、本発明の高強度鋼板の特徴である、高い延性を付与することができないのは前述のとおりである。

＜焼鈍＞
冷延後の素材を熱処理して加工ひずみを除去するとともに、目的の金属組織を作り込む工程である。焼鈍は、冷延後の素材を加熱・保持・冷却する過程よりなるが、保持温度Ｔｓ（℃）と、Ｔｓにて保持する時間ｔｓ（秒）との関係が、下記（２６）式及び（２７）式を満たすようにする。

［数１３］
Ｆ２（Ｔ）＋２０≦Ｔｓ≦Ｆ２（Ｔ）＋９０…（２６）
Ｆ２（Ｔ）＋２０≦Ｔｓ≦Ｆ４（Ｇ）−１．３√ｔｓ…（２７）
（ｔｓ：保持時間（秒）、Ｔｓ：保持温度（℃）、√ｔｓはｔｓの平方根）

図３は、冷間圧延までは同一の条件とし焼鈍温度を変化させたときの鋼板の伸びを示すグラフである。なお、図３のデータは、発明例１、比較例７，８，９，１０と表５に記載していない例が含まれている。ＴｓがＦ２（Ｔ）＋２０に相当する６９４℃からＦ４（Ｇ）−１．３√ｔｓに相当する７５０℃の間で伸びが最大になることがわかる。これは、ＴｓがＦ２（Ｔ）よりも低い場合はフェライト単相であって複合組織ではなく、Ｆ２（Ｔ）を超えてＦ２（Ｔ）＋２０℃の範囲では焼鈍中はフェライトとオーステナイトの２相領域ではあるが、オーステナイトの分率は少なく、最終的な硬質第２相の分率が少ないために、本発明の特徴が明瞭に現れないためである。一方、焼鈍温度がＦ４（Ｇ）−１．３√ｔｓを超えると、粒成長が顕著になり本発明の適正組織の範囲から外れるため、延性が低下する。

一方、Ｆ２（Ｔ）＋９０を超えると、金属組織における硬質第２相の面積率が多すぎ、もはや硬質第２相の変形特性である、高降伏点で延性が小さい、という特徴が顕著になってくるため、鋼板の延性も低下していく。以上のことから、（２６）式及び（２７）式で示される範囲を焼鈍温度の適正範囲とする。

焼鈍後の金属組織における硬質第２相については、化学成分および焼鈍パターンに応じて、種々のものを得ることができる。図４は、種々の焼鈍パターンを示す図である。図４中、パターン１，２はＣＡＬ（連続焼鈍ライン）の場合であり、パターン３はＣＧＬ（溶融亜鉛めっきライン）の場合であり、パターン４は箱焼鈍の場合である。まず、焼鈍温度Ｔｓであるが、前述のように、（２６）式及び（２７）式を満たす範囲に設定することで、結晶粒の成長を抑制しながら、フェライトとオーステナイトの２相組織とする。その後、室温までの冷却過程で、オーステナイトは種々の相に変化するが、冷却条件を適正に選ぶことにより、フェライト相と適正な量および種類の硬質第２相とからなる、複合組織とすることができる。ここで、硬質第２相とは、前述のように、マルテンサイト、ベイナイト、さらには残留オーステナイトを意味する。

次に、焼鈍後の冷却方法について詳細に説明する。冷却は、ガスを用いる方法、水スプレーを用いる方法或いは水とガスとの混合スプレーを用いる方法、又は水タンクヘのクエンチ（ＷＱ）或いはロールでの接触冷却のいずれかの方法で行う。ここでいうガスとしては、空気、窒素、水素、窒素と水素の混合ガス、ヘリウム又はアルゴンのいずれかを用いることができる。

冷却後の温度履歴については、焼鈍ラインの構成により、図４に示す４種類のパターンが適用可能である。焼鈍帯の後にパターン１のような、冷却帯と引き続いて過時効帯とを有する構成のラインでは、所定の温度付近にて冷却を停止し、そのまま過時効処理することも、冷却後再加熱して過時効処理することも可能である。パターン２は過時効帯を持たないライン構成であり、パターン３は、ＣＧＬ（溶融亜鉛めっきライン）に相当するパターンであるが、冷却の終点温度が溶融亜鉛浴の温度に限定される事以外は、パターン１と同様である。パターン４は箱焼鈍である。

上記冷却過程において、冷却速度が小さすぎると、オーステナイトはパーライトやフェライトに変態してしまうため、ある程度の冷却速度が必要である。その冷却速度は、鋼成分によって決まる、パーライト変態やフェライト変態を回避できる臨界冷却速度以上であれば良い。冷却速度が大きくＣＣＴ曲線におけるフェライト変態ノーズはもちろん、ベイナイト変態ノーズも横切らずにＭｓ点以下まで冷却すれば、硬質第２相としてマルテンサイトが得られる。過時効帯があるパターン１および３では、マルテンサイトは、厳密には焼戻マルテンサイトになる。ただし前述のように、本発明ではマルテンサイトと区別せず扱う。

また、ベイナイト変態ノーズを横切るような冷却速度で冷却し、かつ冷却終了温度をＭｓ点以下とすると、硬質第２相はマルテンサイトとベイナイトとからなる複合組織となり、過時効帯があるパターン１および３において、Ｍｓ点の直上で冷却を停止してそのまま過時効処理をすれば、硬質第２相としてベイナイト或いは残留オーステナイトとベイナイトの混合組織となる。残留オーステナイトが生成するか否かは、焼鈍時のオーステナイトの安定性により決まる。すなわち、合金元素（Ｓｉ，Ａ１）を増量したり、過時効処理時間を長くしてオーステナイトヘのＣ濃化を促進して、オーステナイトを安定化することで、残留オーステナイトは得られる。

個別具体的にみると、パターン１で得られる硬質第２相は、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトのうち少なくとも１種以上である。次に、焼鈍パターン２のように、過時効帯を持たない構成のラインでは、焼鈍後、１００℃以下まで冷却して、完了とする。この場合、硬質第２相は、マルテンサイト、ベイナイトのうち少なくとも１種以上である。

次に、焼鈍パターン３はＣＧＬ（溶融亜鉛めっきライン）に相当する焼鈍のパターンである。焼鈍温度から急冷して溶融亜鉛の浴にて表面に亜鉛を付着させる。その後は、再加熱して亜鉛めっき層を合金化させてもよいし、再加熱を省略して亜鉛めっき層を合金化させなくてもよい。得られる硬質第２相の種類は、再加熱する場合はパターン１と同じであり、再加熱しない場合は、パターン２と同じである。

焼鈍パターン４は、箱焼鈍である。通常は、焼鈍が完了した後に炉体からコイルを取り出さず、炉中で冷却するため、炉冷の条件でも目的の硬質第２相を得られる、焼入れ性の非常に高い成分に限定される。具体的には、発明例６が相当する。

最後に、本発明の高強度鋼板においては、冷延・焼鈍の後に、伸び率２．５％以下のスキンパス圧延を施すことが可能である。冷延鋼板の製造工程において、最終的な形状矯正を主目的として、スキンパス圧延は一般的に適用される工程である。本発明の高強度鋼板の製造方法においては、形状矯正の他に、降伏点を低下させて、プレス成形時の成形荷重を低減させ、更にスプリングバックを低減させるといった更なる効果を付与することができる。ただし、伸び率が２．５％を超えると、材料の延性低下が無視できなくなり、逆効果であるため、上限値を２．５％とする。

表２に示す化学組成のスラブ（発明スラブ１〜８及び比較スラブ１〜９を溶製した。ついで、これらのスラブを用いて、表３に示す諸条件で熱間圧延板を製造し、その後、表４に示す諸条件で冷間圧延及び焼鈍を施し、表５に示す焼鈍組織などを具備する鋼板を得た。そして、各鋼板から、圧延方向と平行な方向が引張り軸になるように、図８に示す形状の引張り試験片を切り出して、引張り試験を行った。得られた公称応力公称歪み線図から、降伏点、引張強度、焼付け硬化量（ＢＨ量）、および全伸びを測定するとともに、引張強度×伸びを算出した。それらの結果を表５に併記した。なお、比較例４は、比較例３と同じ熱延板の両面を板厚１ｍｍまで機械加工し、繰返し重ね圧延（ＡＲＢ）を３サイクル行ったものであり、トータル圧延率は８８％相当である。この場合、通常の冷間圧延よりも冷延焼鈍後のナノ結晶比率が高くなり、良好な特性を示す。熱延板の第２相面積率が１０％程度と少なくても、ＡＲＢならば目的の組織が得られる事を示している。

発明例１１の鋼板から、圧延方向と平行な断面を切り出して、これらを１％のナイタールでエッチングして、ＳＥＭによって組織を観察した。その組織を図５に示す。図５に示された組織は、フェライト（黒い部分）と残留オーステナイトとベイナイトからなる硬質相（白い部分）の２相組織であり、フェライト相の多くがナノ結晶粒となっている。また、発明例１１のフェライト相の粒度分布を測定し、その結果を図６に示す。

図７に発明例と比較例における引張強度と伸びとの関係を示す。図７から判るように、発明例は比較例と比べて強度延性バランスが良好である。比較例のうち発明と同じ位置づけにある３点（比較例１６，１７，１８）は、従来技術によるものであるが、本発明例よりも多量の合金元素を添加することで良好な強度延性バランスを実現している。

比較例１６はＣ量が０．１６％の鋼を用いて従来の方法（特許文献１）で製造され、８００ＭＰａ級の引張強度を有するものであるが、本発明によれば、同等の強度・延性を、Ｃ量が０．１％程度の素材で得られることが発明例１に示されている。

比較例１７，１８はＣ量が０．３６％の鋼を用いて従来の方法（特許文献１）で製造され、１１００ＭＰａ級の引張強度を有するものであるが、本発明によれば、同等の強度・延性を、Ｃ量が０．２％もしくは０．１５％の素材で得られることが発明例３，５に示されている。

従来技術では製造することができなかった、１３００ＭＰａ以上の引張強度と１５％以上の伸びを兼ね備えた鋼板が、本発明の方法によって製造できることが、発明例７，８，９，１０，１１に示されている。

Ｃ量が高いと、スポット溶接したときにナゲット硬度の上昇が大きく、切欠感受性が高くなり、鋼を高強度化してもＴＳＳ（引張剪断強度）の上昇のわりにはＣＴＳ（十字引張強度）上昇が少なく、したがって高強度鋼板を適用して薄肉化する場合に、溶接打点を増やす必要性が生じる。表６は、板厚が１ｍｍの発明例１，５，１１、比較例１６，１７，１８の、スポット溶接強度を示す。

溶接には、ＪＩＳＣ９３０４のＤ型電極（径６ｍｍ）を用い、加圧３５０ｋｇｆ、通電サイクル１８サイクルで実施し、断面のナゲット径をＪＩＳＺ３１３９に従い測定した。また、ＴＳＳとＣＴＳは、ＪＩＳＺ３１３６．３１３７にしたがって測定した。発明例はＣ量が低いため、同じ強度の比較例に比べてＣＴＳが高く、良好なスポット溶接強度を示す。もっとも、発明例１１のように、Ｃ量が０．４％にもなると、ＴＳＳは引張強度の上昇に従って上昇するもののＣＴＳはほとんど上昇しない。すなわちスボット溶接の十字引張強度を高める事はもはや困難なため、この場合は、切欠形状が少ない突合せレーザー溶接もしくは突合せの摩擦撹拌接合や、切欠形状があっても焼入れ組織を生じにくい、リベット結合、かしめ接合、スポット状の摩擦撹拌接合などの方法を用いる事で、良好な接合強度を確保することができる。

なお、本発明の鋼板は、冷延鋼板として用いる以外に、前述のＣＧＬ（溶融亜鉛めっきライン）にて溶融亜鉛めっきもしくは合金化溶融亜鉛めっきを施したり、電気亜鉛めっきラインにて電気亜鉛めっきを施したり、さらに、めっき層の上に耐食性向上の目的で有機皮膜処理を施して使用することができる。

本発明によれば、フェライト結晶粒の微細化により強度を上昇させ、しかもプレス成形時に重要となる強度と延性のバランスに優れ、高速変形時の吸収エネルギーに優れた高強度鋼板及びその製造方法が提供される。よって、本発明は、高い変形強度及び衝撃エネルギー吸収性能と、高い加工性との双方を要求特性とする自動車用車体に適用することができる点で有望である。

熱間圧延板における硬質第２相どうしの間隔の測定方法を示す模式図である。 熱間圧延の熱履歴を示す図である。 実施例における焼鈍温度と伸びとの関係を示すグラフである。 ４つの焼鈍パターンにおける熱履歴を示す図である。 本発明例の高強度鋼板の組織を示すＳＥＭ写真である。 本発明例のフェライト相の粒度分布を示すグラフである。 実施例における引張強度と伸びとの関係を示すグラフである。 引張試験に使用した試験片の形状を示す図である。

Claims (10)

1. フェライト相と分散する硬質第２相からなる金属組織を呈し、前記金属組織に占める硬質第２相の面積率が３０〜７０％であり、前記フェライト相中に占める結晶粒径が１．２μｍ以下のフェライトの面積率が１５〜９０％であり、前記フェライト相中において、結晶粒径が１．２μｍ以下のフェライトの平均粒径ｄｓと結晶粒径が１．２μｍを超えるフェライトの平均粒径ｄＬとが下記（１）式を満たすことを特徴とする高強度鋼板。
   ［数１］
   ｄＬ／ｄｓ≧３…（１）
2. 鋼板の圧延方向に平行な断面において、３μｍ四方の正方形格子を任意に９個以上取り出した場合に、格格子での硬質第２相の面積率をＡｉ（ｉ＝１，２，３，…）としたとき、Ａｉの平均値Ａ（ａｖｅ）と標準偏差ｓとが下記（３）式を満たすことを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
   ［数２］
   ｓ／Ａ（ａｖｅ）≦０．６…（３）
3. Ｃを含有するとともに、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ及びＢのうち少なくとも１種を含有し、Ｃ（ｓｓ）（全Ｃ量からＮｂ，Ｔｉ，Ｖと結合しているＣ量を減じた固溶炭素量）が、下記（４）式〜下記（７）式を前提に、下記（８）式〜（１０）式を溝たすことを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
   ［数３］
   Ｆ１（Ｑ）＝０．６５Ｓｉ＋３．１Ｍｎ＋２Ｃｒ＋２．３Ｍｏ＋０．３Ｎｉ＋２０００Ｂ…（４）
   Ｆ２（Ｔ）＝７３５＋１９Ｓｉ−３１Ｍｎ−１２Ｎｉ＋１７Ｍｏ＋２０Ｃｒ＋３０Ｖ−８００Ｎ…（５）
   Ｆ３（Ｓ）＝１１２Ｓｉ＋９８Ｍｎ＋２１８Ｐ＋３１７Ａｌ＋９Ｃｒ＋５６Ｍｏ＋
   ８Ｎｉ＋１４１７Ｂ…（６）
   Ｆ４（Ｇ）＝６２０＋３００Ｃ＋０．５×Ｆ３（Ｓ）…（７）
   Ｆ１（Ｑ）≧６．０…（８）
   Ｆ２（Ｔ）≦Ｆ４（Ｇ）一２０…（９）
   ０．０７≦Ｃ（ｓｓ）≦０．４５…（１０）
   ただし、（４）式、（５）式、（６）式および（７）式において各添加元素にはその添加元素の構成比率（質量％）を代入するものとする。
4. 含有成分が、下記（１１）式、（１２）式を前提に、下記（１３）式及び（１４）式を満たすことを特徴とする請求項３に記載の高強度鋼板。
   ［数４］
   Ｆ３（Ｓ）＝１１２Ｓｉ＋９８Ｍｎ＋２１８Ｐ＋３１７Ａｌ＋９Ｃｒ＋５６Ｍｏ＋８Ｎｉ＋１４１７Ｂ…（１１）
   Ｆ５（Ｐ）＝５００×Ｎｂ＋１０００×Ｔｉ＋２５０×Ｖ…（１２）
   Ｆ３（Ｓ）≦６００…（１３）
   Ｆ５（Ｐ）≦１３０…（１４）
   ただし、（１１）式、（１２）式において各添加元素にはその添加元素の構成比率（質量％）を代入するものとする。
5. 質量％で、Ｎｂ：０．２６％以下、Ｔｉ：０．１３％以下、Ｖ：０．５２％以下のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項３又は４に記載の高強度鋼板。
6. 質量％で、Ｐ：２％以下及びＡｌ：１８％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項４又は５に記載の高強度鋼板。
7. 質量％で、０．００７％〜０．０３％のＮを含有することを特徴とする請求項３〜６のいずれかに記載の高強度鋼板。
8. 質量％で、Ｓｉ：５％以下、Ｍｎ：５％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．７％以下、Ｎｉ：１０％以下及びＢ：０．００３％以下であることを特徴とする請求項３〜７のいずれかに記載の高強度鋼板。
9. 請求項１〜８のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、金属組織がフェライト相と、面積率３０〜８５％の硬質第２相とからなる熱間圧延鋼板に、加工度指数Ｄが、下記（１５）式を前提に、下記（１６）式を溝たす冷間圧延を行い、その後下記（１７）式および（１８）式を満たす焼鈍を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
   「数５」
   Ｄ＝ｄ×ｔ／ｔ_０…（１５）
   （ｄ：硬質第２相の平均間隔（μｍ）、ｔ：冷間圧延後の板厚、ｔ_０：熱間圧延後であって冷間圧延前の板厚）
   ０．５０≦Ｄ≦１．０…（１６）
   Ｆ２（Ｔ）＋２０≦Ｔｓ≦Ｆ２（Ｔ）＋９０…（１７）
   Ｆ２（Ｔ）＋２０≦Ｔｓ≦Ｆ４（Ｇ）−１．３√（ｔｓ）…（１８）
   （ｔｓ：保持時間（秒）、Ｔｓ：保持温度（℃）、√（ｔｓ）はｔｓの平方根）
10. 前記熱間圧延鋼板の板厚方向において、硬質第２相の平均間隔が２．５〜５μｍである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。

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