JP5988000B1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

打抜き加工性に優れたＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法を提供する。特定の成分組成と、フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相からなり、マルテンサイト相の面積率が２０％以上５０％以下であり、マルテンサイト相のうち平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合が面積率で５〜３０％であり、平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０〜９５％であり、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％未満である鋼組織と、を備え、引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度鋼板とする。

Description

本発明は、自動車車体の骨格部材用途への適用に好適な、打抜き加工性（punchability）に優れる、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法に関する。

自動車車体の軽量化のため、自動車部品の素材として高強度鋼板が積極的に使用されている。自動車の構造部材や補強部材に適用される鋼板として、引張強度（ＴＳ）７８０ＭＰａ以上の鋼板が主流になっている。鋼板の高強度化には組織強化の活用が有効であり、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトからなる複合組織とする方法がある。この複合組織を有する鋼板は、一般に延性が良好で優れた強度−延性バランス（両立性）を有しており、プレス成形性が比較的良好である。しかしながら、この複合組織を有する鋼板は、通常の連続焼鈍ラインでの製造時に生じる焼鈍温度等の条件変化に対して、引張強度（ＴＳ）などの材質変動が大きく、そのためコイル長手方向で材質が変動しやすい。

また、自動車部品の素材に用いられる高強度鋼板は、打抜き加工により成形されるため、打ち抜き加工性が要求される。要求される打抜き加工性には、打抜きパンチおよびダイスの摩耗が少ないこと、つまり連続打ち抜き性に優れることのほか、連続打抜き時に打抜き端面およびその近傍部のプレス成形性の変動が小さいことがある。

実際の部品の製造工程における打抜きでは、金型の取付け精度等の問題からクリアランス（ポンチとダイスの間のクリアランス）を一定に管理することは難しく、上記クリアランスは５〜２０％の範囲で変動している。そのため、コイル内およびコイル間での材質変動が大きい場合、打抜き加工での打抜き端面およびその近傍部のプレス成形性が大きく変動することになる。そのため、自動車の連続プレスラインにおいて、安定的にプレス成形を行うことが困難となる。安定的にプレス成形を行うことが困難になる場合、作業性が大きく低下することが懸念される。

これに対し、特許文献１に記載の高加工性高強度冷延鋼板では、ＳｉとＡｌを一定量添加することで、焼鈍条件変動による組織変化を小さくして、伸びおよび伸びフランジ性等の機械特性のばらつきを小さくする。

また、特許文献２には、鋼板中のＴｉ系窒化物の含有量を低減することで打抜き加工性の劣化を抑制した熱延鋼板が開示されている。

特許第４６４０１３０号公報 特開２００３−３４２６８３号公報

特許文献１に記載の技術では、いくら鋼板側の材質変動を低減したとしても、連続プレスラインにおける打抜きでは、打抜き回数の増加とともに打抜きポンチとダイスが損傷し、また、ポンチとダイスの間のクリアランスも変動することは避けられない。そのため、打抜き端面およびその近傍部の成形性を一定に保つことは難しく、時にプレス成形割れが発生することが問題となっている。特に、７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板においては、５９０ＭＰａ以下の鋼板に比べて割れに対する感受性が高いため、７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の場合、打抜き端面およびその近傍部の成形性が変動することは、プレス成形割れに直結する。ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、高強度化のために鋼組織に硬質なマルテンサイトが含まれている。このため、上記高強度鋼板を打抜く際にマルテンサイトとフェライトの界面にボイドが発生し、その後のプレス成形性が低下する。打抜き時のクリアランスが一定であれば、打抜き端面およびその近傍の成形性は安定しているが、クリアランスが変動すると打抜き端面の鋼板の損傷も変動し、安定した連続プレスすることが難しいという課題がある。

特許文献２の熱延鋼板では、フェライトを主体とするフェライト・ベイナイトからなる組織を推奨している。したがって、特許文献２の技術では、鋼組織がフェライトとマルテンサイトを主組織とした二相組織鋼の場合に生じる、マルテンサイト−フェライト界面の上記問題に取り組んではいない。さらに、特許文献２に記載の評価は、一定のクリアランスでの打抜きによる評価のみであって、クリアランスが変動した場合の打抜き端面の成形性を安定化するものではない。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、打抜き加工性に優れたＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために、連続打抜きした際の打抜き端面およびその近傍の成形性変動の各種要因について鋭意検討した。その結果、鋼組織をフェライト相とマルテンサイト相およびベイナイト相の３相組織とし、マルテンサイト相における結晶粒の平均結晶粒径をきめ細かく制御することにより、ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、打抜き加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを知見した。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００６０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％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、フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相を含み、マルテンサイト相の面積率が２０％以上５０％以下であり、マルテンサイト相のうち平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合が面積率で５〜３０％であり、平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０〜９５％であり、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％未満である鋼組織と、を備え、引張強度が７８０ＭＰａ以上である打抜き加工性に優れた高強度鋼板。

［２］マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒のうち、長径が１．０〜３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％未満であり、長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％以上であることを特徴とする［１］記載の高強度鋼板。

［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｖ：０.０２％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０．０２％以上０．２０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００３０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。

［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｓｂ：０．００３０％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる１種以上の元素を含有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。

［５］［１］、［３］又は［４］に記載の成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、１次焼鈍し、２次焼鈍して、［１］〜［４］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１次焼鈍において、１次焼鈍温度がＡｃ３点以上Ａｃ３点＋６０℃以下であり、前記１次焼鈍温度で保持する時間である１次焼鈍時間が１０秒以上２００秒以下であり、前記２次焼鈍において、焼鈍温度がＡｃ３点以下を満たすとともに、（１次焼鈍温度−８０℃）〜（１次焼鈍温度−３０℃）を満たし、前記２次焼鈍温度で保持する時間である２次焼鈍時間が１０秒以上１００秒以下であり、前記２次焼鈍における冷却は、冷却停止温度が４００〜５５０℃であり、鋼板が４００〜５５０℃にある滞留時間が２０秒以上１００秒以下であることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。

［６］前記２次焼鈍後に冷却し、該冷却後に亜鉛めっきを施すことを特徴とする［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。

［７］前記亜鉛めっきを施した後、合金化処理を施すことを特徴とする［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度で、打抜き加工性に優れる高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板を自動車車体の骨格部材に適用した場合は、衝突安全性の向上や軽量化に大きく貢献できる。

なお、本発明において「打抜き加工性に優れる」とは、実施例に記載の方法で導出するΔλが１０以下、かつ、λ／ａｖｅλ_５−２０が０．９０以上１．２０以下であることを意味する。好ましくは、Δλが８以下であり、λ／ａｖｅλ_５−２０が１．００以上１．１５以下である。

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

＜高強度鋼板＞
先ず、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。

本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００６０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％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を有する。

Ｃ：０．０７％以上０．１５％以下
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、マルテンサイトを形成することで高強度化に寄与する。また、ＣはＮｂやＴｉといった炭化物形成元素と微細な炭化物、あるいは、炭窒化物を形成することで高強度化に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃ含有量は０．０７％以上とすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．１５％超えではスポット溶接性が著しく劣化する。またＣ含有量が０．１５％超えではマルテンサイト相の増加により鋼板が硬質化し、プレス成形性が低下する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．０７％以上０．１５％以下とする。７８０ＭＰａ以上のＴＳを安定的に確保する観点からは、Ｃ含有量を０．０８％以上とすることが好ましく、打抜き後の打抜き端面およびその近傍の成形性を安定的に確保する観点からは、０．１２％以下とすることがより好ましい。

Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｓｉの添加は、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。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。溶融亜鉛めっき鋼板においては、０．２０％以下が好ましい。一方で、Ｓｉは延性を改善するとともに強度向上に寄与する元素である。これらの効果を得るためにはＳｉ含有量を０．０１％以上とすることが必要である。以上より、Ｓｉ含有量は０．０１％以上０．５０％以下とする。

Ｍｎ：２．０％以上３．０％以下
Ｍｎは、鋼板の強度を向上させる上で有効な元素であり、複合組織を得るために有効に作用する元素である。また、ＭｎはＡｃ３変態点を低下させる元素であり、本発明において、オーステナイト単相域での焼鈍を安定的に実施するためには、Ｍｎ含有量は２．０％以上必要である。さらに、加熱焼鈍時に存在するオ−ステナイトから冷却過程において安定的に低温変態相を得て強度を確保する上でも、Ｍｎ含有量は２．０％以上が好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、いわゆるＭｎバンドと呼ばれる板厚１／２部分へのＭｎ偏析が顕著となる。この偏析部分の焼入れ性が高まることで、マルテンサイトが圧延方向に列状に多く生成してしまい、プレス成形性が大幅に低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以上３．０％以下とする。好ましくは、２．２％以上２．８％以下である。

Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下
Ｐは、鋼中に固溶して鋼板の高強度化に寄与する元素である。一方で、Ｐは、粒界への偏析により粒界の結合力を低下させ加工性を劣化させ、また鋼板表面への濃化により化成処理性、耐食性などを低下させる元素でもある。Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、上記影響は顕著に現れる。しかし、Ｐ含有量の過度の低減は製造コストの増加を伴う。以上より、Ｐ含有量は０．００１％以上０．０５０％以下とする。

Ｓ：０．０００５％以上０．０１０％以下
Ｓは加工性に悪影響を及ぼす元素である。Ｓ含有量が増加すると、Ｓは介在物ＭｎＳとして存在し、特に材料の局部延性を低下させ、加工性を低下させる。また硫化物の存在により溶接性も悪くなる。このような悪影響はＳ含有量を０．０１０％以下とすることにより避けることができる。好ましくは、Ｓ含有量を０．００５％以下とすることによりプレス加工性を顕著に改善することが可能となる。しかし、Ｓ含有量の過度の低減は製造コストの増加を伴う。以上より、Ｓ含有量は０．０００５％以上０．０１０％以下とする。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下
Ａｌは、脱酸材として有効な元素であり、この効果を発揮するために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、鋼板の表面欠陥を誘発する原因にもなる。したがって、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌ含有量は０．００５％以上０．１００％以下とする。

Ｎ：０．０００１％以上０．００６０％以下
Ｎは、本発明において、その含有量が少ないほど望ましい。本発明において、Ｎ含有量は０．００６０％までは許容できる。また、Ｎ含有量の過度の低減は製造コストの増加を伴う。以上より、Ｎ含有量は０．０００１％以上０．００６０％以下とする。

Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下
Ｔｉの微細析出物（主として炭化物、窒化物、炭窒化物。以下炭窒化物と称す）は、強度の上昇に寄与し、さらにフェライトおよびマルテンサイトの微細化にも有利に作用する。このような作用を得るためには、Ｔｉ含有量を０．０１％以上とする必要がある。好ましくは０．０２％以上である。一方、多量のＴｉを添加しても、通常の熱間圧延工程における再加熱時においては、炭窒化物を全量固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残る。多量のＴｉ含有により、プレス成形性が劣化するばかりでなく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする必要がある。以上より、Ｔｉ含有量は０．０１％以上０．１０％以下とする。

Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下
Ｎｂの微細析出物（主として炭窒化物）は、強度の上昇に寄与し、さらにフェライトおよびマルテンサイトの微細化にも有利に作用する。Ｎｂ含有によりこのような作用を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とする必要がある。好ましくは０．０２％以上である。一方、多量のＮｂを添加しても、通常の熱間圧延工程における再加熱時においては、炭窒化物を全量固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、プレス成形性が劣化するばかりでなく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする必要がある。上記の通り、Ｎｂ含有量は０．０１％以上０．１０％以下とする。

上記成分以外に、本発明の高強度鋼板の成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｖ：０.０２％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０．０２％以上０．２０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００３０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下から選ばれる１種以上を含有することができる。

Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下
Ｍｏは焼入れ性を向上させ、マルテンサイトを生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を発現させるため、Ｍｏ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると上記効果が飽和するだけではなく、原料コストの増加を招く。したがって、Ｍｏ含有量は０．０５％以上１．００％以下が好ましい。

Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下
Ｃｒは焼入れ性を向上させ、マルテンサイトを生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を発現させるため、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記効果が飽和するだけではなく、原料コストの増加を招く。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５％以上１．００％以下が好ましい。

Ｖ：０．０２％以上０．５０％以下
ＶはＮｂ、Ｔｉと同様、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与するため、必要に応じて含有することができる。このような効果を発現させるためにはＶ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、効果が飽和するだけでなく原料コストの増加を招く。このためＶの含有量は０．５０％以下が好ましい。

Ｚｒ：０．０２％以上０．２０％以下
Ｚｒも微細な炭窒化物を形成することで、強度を高めるのに有効であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を発現させるためには、Ｚｒ含有量を０．０２％以上にする必要がある。一方、Ｚｒ含有量が０．２０％を超えると効果が飽和するだけでなく原料コストの増加を招く。したがって、Ｚｒの含有量は０．０２％以上０．２０％以下とするのが望ましい。

Ｂ：０．０００１％以上０．００３０％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、０．０００１％以上で得られる。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると加工性が低下する。したがって、Ｂを含有させる場合には、その含有量は０．０００１％以上０．００３０％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。

Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高めて熱延鋼板を高強度化するのに有効である。この効果を発揮するためには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上にする必要がある。しかし、Ｃｕ含有量が１．００％を超えても効果は飽和するのみならず、熱間延性が低下して表面疵の発生が顕著になり、さらには原料コストの増加も招く。したがって、Ｃｕ含有量は０．０５〜１．００％とするのが望ましい。

Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高めて熱延鋼板を高強度化するのに有効である。この効果を発揮するためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上にする必要がある。しかし、Ｎｉ含有量が１．００％を超えても効果は飽和するのみならず、熱間延性が低下して表面疵の発生が顕著になり、さらには原料コストの増加も招く。したがって、Ｎｉ含有量は０．０５〜１．００％とするのが望ましい。

上記成分以外に、本発明の高強度鋼板の成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｓｂ：０．００３０％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる１種以上の元素を含有することができる。

Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下
Ｃａは、ＭｎＳなどの硫化物の形態制御により延性を向上させる効果がある。しかしながら、多量に含有させてもその効果は飽和する傾向にある。したがって、Ｃａを含有させる場合、その含有量は０．０００１％以上０．００５０％以下が好ましい。

Ｓｂ：０．００３０％以上０．０１００％以下
Ｓｂは、表面等に偏析する傾向が高い元素であり、吸窒や脱炭等の製造工程中での表層反応を抑制する働きがある。また、その添加により、熱間圧延工程の加熱時や焼鈍時の、高温雰囲気中に鋼材がさらされる状態でも、窒素や炭素等の成分変動しやすい元素の反応を抑制し、著しい成分変動を防止できる効果がある。そこで、Ｓｂを含有する場合、本発明ではＳｂ含有量が０．００３０〜０．０１００％であることが好ましい。なお、本発明において、さらに好ましいＳｂ含有量は０．００６０〜０．０１００％である。

ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下
ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これによりプレス成形性の向上に寄与する。この効果を発揮させるためには、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上にする必要がある。一方、ＲＥＭの多量の添加は硫化物系介在物の粗大化を招き、打抜き加工性を低下させるので、上限を０．００５％以下とするのが好ましい。

また、本発明の成分組成において、上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

また、本発明では、上記基本組成を満たすとともに、（１）式を満たすことが好ましい。なお、式中の元素記号は各元素の含有量を意味する。
０．０５≦Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）（Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ）≦０．１２ （１）
上記の（１）式は、炭化物として固定されないＣ量を規定するものである。このＣ量が０．１２％を超えて多量に存在すると、マルテンサイトの分率が増加し、延性も低下する場合がある。したがって、（１）式で算出される炭化物として固定されないＣ量は０．１２％以下とすることが好ましい。一方、炭化物として固定されないＣ量が０．０５％未満であると、冷間圧延後の２相域における焼鈍においてオーステナイト中のＣ量が減少し、ひいては冷却後に生成するマルテンサイト相が減少するため、７８０ＭＰａ以上の高強度化が困難となる場合がある。このため、炭化物として固定されないＣ量は０．０５％以上とすることが好ましい。好ましくは０．０７％以上である。

次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。本発明の高強度鋼板の鋼組織は、フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相からなる。それ以外の残部組織としては、パーライト相、残留オーステナイト相および炭化物等が挙げられる。これらの含有量は合計面積率で５％以下であれば許容できる。ただし、フェライト相、マルテンサイト相以外の残部組織のうち９０％以上はベイナイト相からなる。なお、板厚の表面から３／８深さ位置の鋼組織が、本発明範囲内にあれば本発明の効果が得られる。

フェライト相およびベイナイト相は、マルテンサイト相よりも軟質な相であって、それらの面積率は特に規定するものではないが、フェライト相およびベイナイト相はそれぞれ２０％以上とする。強度と安定した打抜き性を確保するためには、フェライト相とベイナイト相は合計面積率で５０〜８０％であることが好ましく、より好ましくは６０〜８０％である。

マルテンサイト相は硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させるのに有効である。７８０ＭＰａ以上のＴＳを安定的に確保するためには、マルテンサイト相を面積率で２０％以上とする必要がある。また、マルテンサイトは硬質のため、打抜きの際に軟質なフェライト相との成形性の差からボイド発生の起点となる。安定した打抜き性を確保するためには、マルテンサイトは一定量以上存在する必要があり、この観点からもマルテンサイトの面積率２０％以上が必要である。一方、マルテンサイトの面積率が５０％を超えると打抜き性を低下させる懸念がある。そこで、マルテンサイトは面積率で５０％以下とする。好ましくは４０％以下である。

マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合が面積率で５〜３０％である。マルテンサイト相の平均結晶粒径とは、焼鈍時の旧オーステナイト粒径とは異なり、焼入れ時の旧オーステナイト粒径と等しいものである。本発明においては２次焼鈍後のマルテンサイト相の平均結晶粒径および形態も、打抜きの際のボイド生成に大きく影響する。マルテンサイト相の結晶粒が小さいほど、打抜き時に生成するボイドが小さくなり、適正クリアランスでの打抜き場合には特に好ましい。しかし、クリアランスが変動した場合にも、打抜き端面の加工性の変動を小さくするためには、打抜き時に適度にボイドが生成する必要がある。そのため、マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合を面積率で５〜３０％の範囲に抑える必要がある。なお、平均結晶粒径とは各結晶粒において、結晶粒の面積に対応する真円の直径を指すものとし、実施例に記載の方法で測定できる。

マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０〜９５％である。平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒は、打抜きクリアランスが変動した場合であっても安定した打抜き端面の成形性を確保する上で重要であり、面積率で７０〜９５％の範囲にすることでその効果を享受できる。好ましくは、８０％以上である。

マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒のうち、長径が１．０〜３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％未満であることが打抜きクリアランスが変動した場合であっても安定した打抜き端面の成形性を確保できるという理由で好ましい。また、マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒のうち、長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％以上であることが打抜きクリアランスが変動した場合であっても安定した打抜き端面の成形性を確保できるという理由で好ましい。ここで、長径とは、実施例に記載の組織観察において、マルテンサイト相の結晶粒における最長の直線長さを意味する。

マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒のうち、長径が１．０〜３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％未満であることが、打抜きクリアランスが変動した場合であっても安定した打抜き端面の成形性を確保できるという理由で好ましい。長径が１．０〜３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％以上の場合、打抜きクリアランスが変動した際に打抜き端面の成形性が変動するため、時にプレス成形割れが生じ問題となる。

長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％以上であることが、打抜きクリアランスが変動した場合であっても安定した打抜き端面の成形性を確保できるという理由で好ましい。長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％未満の場合、打抜きクリアランスが変動した際に打抜き端面の成形性が変動するため、時にプレス成形割れが生じ問題となる場合がある。

マルテンサイト相における平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％未満である。マルテンサイト相の結晶粒が粗大な場合、打抜き時にボイドが発生しやすくなるため、小さい方が好ましい。特に、４．０μｍを超える結晶粒は、打抜き加工性を顕著に低下させる傾向にあるが、その割合が面積率で５％未満であれば許容できる。

＜高強度鋼板の製造方法＞
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度鋼板は、上記成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、１次焼鈍し、必要に応じて軽圧下圧延し、必要に応じて酸洗し、その後２次焼鈍して製造される。以下、製造方法および条件について説明する。

鋼スラブの再加熱温度が、１２００℃未満では、ＴｉおよびＮｂを含む析出物が再溶解せず粗大化して析出強化能を失うだけでなく、再結晶抑制のためピン止め効果としての役割も失い、安定した打抜き性の確保が難しくなる場合がある。そのため、鋼スラブの再加熱温度は１２００℃以上とすることが好ましい。上記再加熱温度の上限については、特に制限はないが、エネルギー効率、歩留まりの観点から１４００℃未満が好ましい。より好ましくは１３００℃以下である。

熱間圧延の仕上げ温度が、Ａｒ３点温度以下では、表層に粗大粒が形成されるなど均一な鋼組織の作りこみが難しく、安定した打抜き性が得られない場合がある。そのため、仕上げ温度は、Ａｒ３点以上が望ましい。また、仕上げ温度の上限は特に限定されないが、仕上げ温度は１０００℃以下が望ましい。

巻取温度が５００℃未満では、ＴｉおよびＮｂを含む析出物の量が少なく、焼鈍時の再結晶抑制効果が十分得られない場合がある。一方、巻取温度が７００℃超えの場合には、析出物が粗大となり焼鈍時の再結晶抑制効果が十分でなくなる場合がある。したがって、巻取温度は５００〜７００℃とすることが好ましい。より好ましくは５５０〜６５０℃である。

上記熱延鋼板は、その後、必要に応じて、常法で酸洗して脱スケールした後、冷間圧延して最終板厚の冷延鋼板とする。この冷間圧延の圧下率は４０％以上とすることが好ましい。圧下率が４０％に満たないと、仕上焼鈍後の鋼板組織が粗粒となり、強度−延性バランスが低下するおそれがあるので好ましくない。より好ましくは５０％以上である。一方、圧下率が９０％を超えると、圧延ロールの負荷が増大し、チャタリングや板破断等の圧延トラブルを引き起こすようになる。このため、冷間圧延の圧下率は９０％以下が好ましい。より好ましくは、８０％以下である。

上記冷間圧延した鋼板に、１次焼鈍を施す。この１次焼鈍および後述する２次焼鈍は、生産性を高める観点から、連続焼鈍とするのが好ましい。

１次焼鈍における１次焼鈍温度は、Ａｃ３点以上Ａｃ３点＋６０℃以下である。１次焼鈍温度をＡｃ３点以上とすることで、２次焼鈍後の鋼組織が均一となり、所望の特性を得ることが可能となる。Ａｃ３点未満の場合、２次焼鈍後でも不均一な組織となりやすく、所望の特性を得ることができない。また、１次焼鈍温度がＡｃ３点＋６０℃を超える場合には、組織が粗大となり２次焼鈍後にマルテンサイト相における平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が増加し、２次焼鈍後の特性が劣化するだけでなく、エネルギー効率の点からも望ましくない。したがって、１次焼鈍温度は、Ａｃ３点以上Ａｃ３点＋６０℃以下とする。

また、１次焼鈍における１次焼鈍時間は、１０秒以上２００秒以下である。１次焼鈍時間が１０秒未満である場合には、再結晶があまり進行せず、所望の特性を有する鋼板を得ることができない。一方、１次焼鈍時間が２００秒を超えると、２次焼鈍後にマルテンサイト相における平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が増加し、２次焼鈍後の特性が劣化するだけでなく、消費エネルギーが多大となり、製造コストが増大する。このため、１次焼鈍時間は、１０秒以上２００秒以下とする。

１次焼鈍における冷却の冷却速度（平均冷却速度）は、少なくとも１次焼鈍温度から５５０℃までの温度範囲については、１０℃／s以上とすることが好ましい。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合、パーライトが多量に生成し、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトを含む複合組織が得られない場合がある。冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板形状が悪化することがあるため。２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。好ましくは２０〜５０℃／ｓである。

上記１次焼鈍後、鋼板を軽圧下圧延し、酸洗する。酸洗及び軽圧下圧延は必須ではないが、鋼板の形状矯正を目的に行われる。この目的のためには圧下率を０．３〜３．０％にすることが好ましい。また、酸洗は脱スケールのために行われ、一般的な条件を適宜採用すればよい。

１次焼鈍後に軽圧下圧延、酸洗された鋼板に２次焼鈍を施す。２次焼鈍における２次焼鈍温度はＡｃ３点以下であるとともに、（１次焼鈍温度−８０℃）〜（１次焼鈍温度−３０℃）である。また、本発明では、２次焼鈍温度によって鋼をフェライト−オーステナイト共存域とする必要がある。最終組織の各相の分率を調整するため、１次焼鈍温度に対し、２次焼鈍温度を所定の範囲に制御する必要がある。２次焼鈍温度が、（１次焼鈍温度−８０℃）より低い温度では、７８０ＭＰａの引張強度を安定して確保することが難しくなる。また、（１次焼鈍温度−３０℃）を超える温度では、組織が粗大となりすぎて、マルテンサイト相の平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０％未満になりやすく、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％以上となって、打抜き時にボイドが過度に生成しやすくなる。そのため、２次焼鈍温度は、Ａｃ３点以下であって、さらに、（１次焼鈍温度−８０℃）〜（１次焼鈍温度−３０℃)の範囲とする。

２次焼鈍における２次焼鈍時間は１０秒以上１００秒以下である。２次焼鈍時間が１０秒未満である場合には、再結晶があまり進行せず、所望の特性を有する鋼板を得ることができない。一方、２次焼鈍時間が１００秒を超えると、マルテンサイト相の平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０％未満に、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％以上となりやすい。また、マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒のうち、長径が１．０〜３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％以上に、長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％未満になりやすい。所望のミクロ組織が得られない場合には、打抜き端面の成形性が劣位となる。さらに、消費エネルギーが多大となり、製造コストが増大する。このため、２次焼鈍時間は１０秒以上１００秒以下とする。

２次焼鈍における冷却の冷却速度（平均冷却速度）は、少なくとも２次焼鈍温度から５５０℃までの温度範囲については、１０℃／s以上とすることが好ましい。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合、パーライトが多量に生成し、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトを含む複相組織が得られない場合がある。冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板形状が悪化することがあるため２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。好ましくは２０〜５０℃／ｓである。

２次焼鈍における冷却の冷却停止温度は４００〜５５０℃である。冷却停止温度は、ベイナイト相を生成させる上で重要である。上記冷却停止温度が４００℃未満の場合、低温変態相の大半はマルテンサイト相となり、打抜き端面の成形性が劣位となる。上記冷却停止温度が５５０℃を超える場合には、パーライトやセメンタイトが生成し、打抜き端面の成形性が劣位となる。したがって、冷却停止温度は４００〜５５０℃とすることが望ましい。

２次焼鈍における冷却において、鋼板が４００〜５５０℃の状態にある時間（滞留時間（保持時間という場合がある））は２０〜１００秒である。上記滞留時間は、一定量のベイナイト相を生成させる上で重要である。２０秒未満の場合、ベイナイト相の生成が不十分であり、打抜き端面の成形性が劣位となる。１００秒を超える滞留時間の場合には、ベイナイト相の生成量が多くなりすぎて、所定のマルテンサイトを生成させることができなくなり、打抜き端面の成形性が劣位となる。したがって、上記滞留時間は２０〜１００秒とする。

２次焼鈍の冷却においては、上記滞留時間の経過後、平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の条件で室温まで冷却する。平均冷却速度１０℃／ｓ未満の場合、マルテンサイト相が生成されにくく、打抜き端面の成形性が劣位となる場合がある。この冷却における平均冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板形状が悪化することがあるため、平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。より好ましくは２０〜５０℃／ｓである。

以上のようにして、本発明の高強度鋼板を製造することができる。上記のようにして得た高強度鋼板は、そのまま製品としてもよいし、その後、冷却して、溶融めっきや電気めっき等のめっき処理を施して、製品としてもよい。

例えば、めっき処理として、自動車用鋼板等に広く用いられる溶融亜鉛めっきを施す場合には、連続溶融亜鉛めっきライン前段の連続焼鈍炉で、上記の均熱・冷却あるいはさらに過時効処理（２次焼鈍における冷却において、４００〜５５０℃の状態で鋼板を一定時間滞留させる上述の処理）を行った後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成すればよい。さらに、その後、合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。なお、上記均熱・冷却あるいはさらに過時効処理する連続焼鈍と、めっき処理を分離し、それぞれ別のラインで行ってもよい。

亜鉛めっき層は、Ｚｎを主体として含む層である。合金化亜鉛めっき層とは、合金化反応によって亜鉛めっき中に鋼中のＦｅが拡散してできたＦｅ−Ｚｎ合金を主体として含む層である。

亜鉛めっき層及び合金化亜鉛めっき層には、Ｚｎ以外にＦｅ、Ａｌ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ，Ｃａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｒ、Ｖ、Ｓｅ、ＲＥＭを本発明の効果を害さない範囲で含んでもよい。

また、上記焼鈍後の鋼板あるいはめっき処理した鋼板に対して、形状矯正や表面粗度調整、機械的特性改善等の目的で、調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。この際の調質圧延やレベラー加工における伸び率は、合計で０．２〜３％の範囲内とするのが好ましい。０．２％未満では、形状矯正等の所期の目的が達成できず、一方、３％を超えると、顕著な延性低下を招くようになるからである。

表１に示す成分組成からなる溶鋼を転炉で溶製し、スラブ再加熱温度を１２００℃で、熱間圧延仕上げ温度を８８０℃、巻取温度を６００℃で熱間圧延を施し、酸洗し、冷間圧延の圧下率を６０％で実施し、次いで、表２に示す種々の条件で、１次焼鈍のみ、または１次焼鈍と０．５％の軽圧下圧延及び酸洗と２次焼鈍を施し、板厚が１．２ｍｍの冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を製造した。ここで、溶融亜鉛めっき処理は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ^２（両面めっき）となるように調整し、ＧＡ鋼板については、めっき層中のＦｅ含有量が９〜１２質量％となるように調整した。なお、１次焼鈍および２次焼鈍における冷却の平均冷却速度はそれぞれ２０℃／ｓで実施した。

以上により得られた鋼板に対して、サンプルを採取し、下記の方法で組織の特定、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とする引張試験、および穴拡げ試験を行った。具体的には、フェライト相の面積率、マルテンサイト相の面積率、マルテンサイト以外の第２相の面積率（表３中の「Ｍ以外の第２相」）、マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合（表３中の「ｄ＜１．０のＭ」）、平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒の割合（表３中の「ｄ＝１．０−４．０のＭ」）、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合（ｄ＞４．０のＭ）、平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒のうち長径が１．０〜３．０μｍの結晶粒の割合（表３中の「ｄ＝１．０−４．０のＭのうち長径１．０−３．０のＭ」）、長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合（ｄ＝１．０−４．０のＭのうち長径＞３．０のＭ）を測定した。降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）を測定した。
（ｉ）組織観察
鋼板から、組織観察用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を機械的に研磨し、ナイタール（nital）で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率３０００倍で撮影した、板厚の表面から３／８深さ位置の組織写真（ＳＥＭ写真）から、鋼組織の特定とマルテンサイト相の面積率、フェライト相の面積率、マルテンサイト以外の第２相の面積率を測定した。なお、面積率は、透明のＯＨＰシートに組織写真を写して色付けし、画像を取り込み後、２値化を行い、画像解析ソフトにて求めた。また、マルテンサイトの結晶粒の平均粒径は、結晶粒の面積を円換算してその直径を平均粒径として算出した。また、結晶粒の長径は、ＳＥＭを用いて倍率５０００倍で撮影したＳＥＭ写真から、それぞれのマルテンサイトの結晶粒における最大長を１００点以上測定し、その平均長さと定義する。

なお、表２の「Ｍ以外の第二相」はフェライト、マルテンサイト以外の相を意味し、ベイナイトが含まれることを確認した。なお、「Ｍ以外の第二相」におけるベイナイト相の面積率は９０％以上であった。これは上述の方法にてフェライト相とマルテンサイト相を除く色付けした部分について、さらにベイナイト相を判別してその面積率を測定した。

（ｉｉ）引張特性
鋼板から、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌを測定した。なお、引張試験の評価基準（良否判定基準）はＴＳ≧７８０ＭＰａとした。

（ｉｉｉ）伸びフランジ成形性
伸びフランジ成形性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠した穴拡げ試験により評価した。すなわち、得られた鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズのサンプルを採取し、サンプルにポンチ径１０ｍｍで打抜き穴を開け、頂角６０°の円錐ポンチを用いて、バリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げ試験を行い、このときのｄ０：初期穴内径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴内径（ｍｍ）として、穴拡げ率λ（％）＝｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×１００を求めた。本発明における優れた打抜き性の評価基準として、下記で規定するΔλが１０以下、かつ、下記で規定するλ／ａｖｅλ_５−２０が０．９０以上１．２０以下を満足することで評価した。

Δλについて
Δλは、打抜きクリアランスが５〜２０％の範囲で打抜いて評価したλ値の最大値と最小値の差を表す。簡易的に、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して測定したλとクリアランス５％および２０％を狙いに測定したλ値（λ_５、λ_２０）の３つの値間での最大値と最小値の差で代用できるものとする。また、狙いのクリアランスに対し、±１％以内であればその値を用いて評価してもよいとする。

λ／ａｖｅλ_５−２０について
日本鉄鋼連盟規格に準拠して測定したλを打抜きクリアランスが５〜２０％の範囲で打抜いて評価したλ値の平均値で除した値を表す。簡易的に、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して測定したλとクリアランス５％および２０％を狙いに測定したλ値（λ_５、λ_２０）の３つの値間での平均値で除した値を代用できるものとする。また、狙いのクリアランスに対し、±１％以内であればその値を用いて評価してもよい。

得られた結果を表３に示す。

表３より、Ｎｏ．１、３、４、９、１０、１６、１７、１９、２０、２２〜２４の鋼板は、成分組成および製造方法が本発明に適合した発明例であり、ＴＳ≧７８０ＭＰａ以上を満足する鋼板となっている。また、打抜き性の指標である、Δλが１０以下となっており、さらに、λ／ａｖｅλ_５−２０が０．９０〜１．２０を満足しており、打ち抜き後の端面の成形性に優れた鋼板となっている。

これに対して、比較例のＮｏ．２、５〜８、１１〜１５、１８、２１、２５〜３０は、成分が本発明範囲外であるか、製造条件が適合していないため、所望のミクロ組織が得られておらず、所望の特性も得られていない。Δλとλ／ａｖｅλ_５−２０規定をともに満足しない場合には、特にλ／ａｖｅλ_５−２０が１．２０を超える場合には、打ち抜き端面の成形性を安定確保することが難しく、実プレスでの自動車構造部材を製造時において、プレス割れ等のトラブル発生率が高まる。

本発明によれば、引張強度７８０ＭＰa以上の強度を有し、打抜き加工性に優れる高強度鋼板を得ることができ、従来、高強度鋼板の適用が困難であった例えば自動車構造部材等の難成形の部材として適用することが可能となる。さらに、自動車構造部材として本発明の高強度鋼板を用いた場合、自動車の軽量化、安全性向上などに寄与し、産業上極めて有益である。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００６０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％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、
   フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相を含み、マルテンサイト相の面積率が２０％以上５０％以下であり、マルテンサイト相のうち平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合が面積率で５〜３０％であり、平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０〜９５％であり、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％未満であり、フェライト相及びマルテンサイト相以外の残部組織のうち面積率で９０％以上がベイナイト相である鋼組織と、を備え、
   引張強度が７８０ＭＰａ以上である打抜き加工性に優れた高強度鋼板。
2. マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０〜４．０μｍの結晶粒のうち、長径が１．０〜３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％未満であり、長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％以上であることを特徴とする請求項１記載の高強度鋼板。
3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｖ：０.０２％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０．０２％以上０．２０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００３０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
4. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｓｂ：０．００３０％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
   鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、１次焼鈍し、２次焼鈍して、請求項１〜４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１次焼鈍において、１次焼鈍温度がＡｃ３点以上Ａｃ３＋６０℃以下であり、前記１次焼鈍温度で保持する時間である１次焼鈍時間が１０秒以上２００秒以下であり、
   前記２次焼鈍において、焼鈍温度がＡｃ３点以下を満たすとともに、（１次焼鈍温度−８０℃）〜（１次焼鈍温度−３０℃）を満たし、前記２次焼鈍温度で保持する時間である２次焼鈍時間が１０秒以上１００秒以下であり、
   前記２次焼鈍における冷却は、冷却停止温度が４００〜５５０℃であり、４００〜５５０℃で鋼板が保持される保持時間が２０秒以上１００秒以下であることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
6. 前記２次焼鈍後に冷却し、該冷却後に亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
7. 前記亜鉛めっきを施した後、合金化処理を施すことを特徴とする請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。