JP6048423B2 - 靭性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱延薄鋼板に係り、とくに自動車のロアアームなどの足回り部材、ピラーやメンバーなどの骨格部材およびそれらの補強部材、自動車のドアインパクトビーム、シート部材や、自販機、デスク、家電・OA機器、建材などの構造部材等用として好適な、靭性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球環境の保全に対する関心の高まりを受けて、製造時に炭酸ガス（CO₂）排出量が多い鋼板は、その使用量を削減したいという要望が強くなっている。さらに、自動車分野などでは、車体重量を軽減し、燃費を向上させるとともに排出ガス量の低減という要望が益々大きくなっている。このような要望に対し、高強度鋼板を適用することにより鋼板の薄肉化を図り、自動車の車体重量を軽減する試みが進められている。しかし、高強度化により鋼板の靭性が低下するため、とくに低温で使用される部品や、衝撃が加わるような部品に対して、高強度鋼板の使用は難しくなっている。

従来、靭性に優れた高強度鋼板として、例えば特許文献１には、加工性、疲労特性および低温靭性に優れた高強度熱延薄鋼板が記載されている。特許文献１に記載された高強度熱延薄鋼板は、重量％で、C：0.04〜0.15％、Si：1.0％以上、Mn：1.0％以上、Nb：0.005％以上、Al：0.005〜0.10％、S：0.01％以下およびFeを主成分として含む鋼を鋳造して得た鋼片を用いて、800℃以上で仕上圧延を完了したのち、ホットランテーブル上で、25℃/秒未満の冷却速度で３秒以上緩冷却し、550℃以上で緩冷却を完了したのち、25℃/秒以上の冷却速度で急冷却し、巻取を350℃未満で実施して得られた薄鋼板である。この薄鋼板は、ミクロ組織が、主としてフェライト、マルテンサイトで構成され、フェライトの占積率が50％超え、フェライト平均粒径：5μm以下、かつマルテンサイト平均粒径：5μm以下である組織を有する。これにより、引張強さ590MPa以上の高強度と、降伏比70％以下の低降伏比で優れた加工性を有し、優れた穴拡げ性と、18000MPa％以上の優れた強度−延性バランスを示し、耐疲労特性にも優れ、優れた低温靭性を有する高強度熱延薄鋼板が得られるとしている。

また、特許文献２には、曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献２に記載された高強度熱延鋼板は、質量％で、C：0.08〜0.25％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.8〜2.1％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％を含有する組成で、ベイナイト相または焼戻マルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒の平均粒径が、圧延方向に平行な断面で20μm以下、圧延方向に直交する断面で15μm以下である組織を有し、降伏強さYS：960MPa以上、−40℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが30Ｊ以上の高靭性と、さらに曲げ特性の優れた熱延鋼板である。そして、この熱延鋼板は、上記した組成の鋼素材に、1100〜1250℃に加熱し、粗圧延と、部分再結晶オーステナイト域および未再結晶オーステナイト域での累積圧下率を再結晶オーステナイト域での累積圧下率で除した値が0〜0.2とする仕上圧延とを施し、仕上圧延終了後、直ちに冷却を開始し、750〜500℃の温度域の平均冷却速度がマルテンサイト生成臨界冷却速度以上で、30ｓ以内に（Ms変態点＋150℃）以下の冷却停止温度まで冷却し、冷却停止温度±100℃の温度域で5〜60ｓ保持し、巻取温度：冷却停止温度±100℃の範囲の温度で巻き取ることにより製造できるとしている。

特開平7−150294号公報 特開2013−117068号公報

しかしながら、特許文献１に記載された技術では、Si含有量が高く、化成処理性、めっき性などの表面性状に問題を残していた。また特許文献２に記載された技術では、ベイナイト相または焼戻マルテンサイト相を主相とする組織を有する熱延鋼板で、フェライト相を含まないことから、成形性が劣るという問題があった。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、フェライト相を主相とする組織を有し成形性に優れるうえ、さらに、靭性に優れた高強度薄鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さTS：780MPa以上、好ましくはTS：980MPa以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「靭性に優れた」とは、JIS Z 2242に規定するシャルピー衝撃試験における破面遷移温度vTrsが−35℃以下である場合をいうものとする。また、ここでいう「薄鋼板」とは板厚4.0mm以下、好ましくは板厚3.0mm以下である鋼板をいうものとする。

本発明者らは、上記した課題を達成するために、フェライト相を主相とする組織を有し、Ti、Nb、Vを含みTi、Nb、Vの炭化物の微細析出による析出強化により高強度化された高強度薄鋼板における靭性に及ぼす各種要因について検討した。鋼板の靭性を向上させるためには、まず、亀裂の発生を抑制することが重要であるという考えに基づき、鋭意考究した結果、粒子径：100nm以上の析出物の含有量を減少することが、亀裂の発生を抑制し、靭性向上に大きく寄与することを知見した。

また、鋼板の靭性をさらに向上させるためには、上記した亀裂の発生を抑制することに加えてさらに、発生した亀裂の伝播を抑制する必要がある。亀裂伝播の抑制は、亀裂伝播の抵抗となる結晶粒界を多く存在させること、すなわち、結晶粒を微細化することが重要となり、析出物量に応じて、更なる結晶粒の微細化が必要となる。また、一部に大きい結晶粒が存在すると、そこで亀裂が伝播しやすくなることから、さらに大きい結晶粒を少なくすること、すなわち、結晶の最大粒径を小さくしておくことが肝要になる。

まず、本発明者らが行った、基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、C：0.05〜0.15％、Mn：0.1〜1.5％、Al：0.01〜0.05％を含み、さらにTi、Nb、Vのうちの１種以上を種々変化して含有する組成の鋼スラグを、熱間圧延条件を種々変化させて、種々の熱延薄鋼板とした。得られた熱延薄鋼板から、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）が試験片長手方向となるように、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求めた。

また、各熱延薄鋼板から電解抽出用試験片を採取し、電解抽出を行い残渣を抽出した。そして、得られた残渣を孔径100nmのフィルターを用いて濾過し、残った残渣について、Ti、Nb、Vの含有量をIPS−MA法で分析し、粒径100nm以上の析出物中のTi、Nb、Vの合計量（析出量）とした。
また、得られた粒径100nm以上の析出物中のTi、Nb、Vの合計量（析出量）を、次式
C*_ｐｒｅ＝（［Ti］/48＋［Nb］/93＋［V］/51）×12
（ここで、［Ti］、［Nb］、［V］：各元素の析出量（質量％））
を用いて、炭化物として生成した炭素量に換算し、炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₁₀₀とした。なお、鋼板中に含まれるTi、Nb、Vの合計含有量は、次式
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51）×12
（ここで、Ti、Nb、V：各元素の含有量（質量％））
を用いて、炭化物として生成する炭素量に換算し、炭素量換算値C*とした。

得られた各鋼板の破面遷移温度vTrsを、各鋼板の（C*_ｐｒｅ）₁₀₀/C*との関係で、図１に示す。図１から、（C*_ｐｒｅ）₁₀₀/C*が、0.10以下であれば、安定して、vTrs：−35℃以下となることがわかる。すなわち、所望の靭性を確保するためには、粒径100nm以上の析出物中のTi、Nb、Vの合計量（粒径100nm以上のTi、Nb、Vの析出量）を、炭素量換算で、Ti、Nb、Vの合計含有量の0.10以下、すなわち、（C*_ｐｒｅ）₁₀₀を0.10C*以下とする必要があることを見出した。

また、得られた各鋼板のうちから、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨し、ナイタール液で腐食し、100×100μm²の領域を観察し、電子線後方散乱回折法EBSDにより、隣接するフェライト粒間の方位差が15°以上である場合を粒界と定義し、圧延方向での粒界間の距離（切断長さ）dLおよび板厚方向での粒界間の距離（切断長さ）dNを求め、2×dL×dN/（dL+dN）を算出し、フェライト粒の平均粒径とした。また、圧延方向および板厚方向の切断長さのうち、最大のものをフェライト最大粒径とした。

得られた各鋼板の破面遷移温度vTrsを、各鋼板のフェライト粒平均粒径d_ａｖｅ/｛−2×ln（C*）｝との関係で図２に、フェライト最大粒径d_ｍａｘ/｛−6×ln（C*）｝との関係で図３に示す。図２から、d_ａｖｅ/｛−2×ln（C*）｝が1.0以下であれば、また、図３から、d_ｍａｘ/｛−6×ln（C*）｝が1.0以下であれば、所望の高靭性を確保することができることがわかる。すなわち、所望の高靭性を確保するためには、上記した粗大な析出物を抑制したうえ、フェライト粒平均粒径d_ａｖｅを、｛−2×ln（C*）｝μm以下とする必要があること、また、フェライト最大粒径d_ｍａｘを｛−6×ln（C*）｝μm以下とする必要があること、を知見した。これは、C*が多くなると、合金元素の含有量が増加し、粒成長抑制効果でフェライト粒径が小さくなるためと考えられる。

本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、C：0.036〜0.25％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Aｌ：0.10％以下、N：0.010％以下を含み、さらに、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、あるいはさらに、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、次（２）式
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12 ‥‥（２）
（ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％））
で定義されるC*が次（１）式
C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
を満足し、さらにCと前記C*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該主相と面積率で0〜5％の第二相とからなり、前記フェライト相の平均粒径d_ａｖｅが｛−2×ln（C*）｝μm以下、前記フェライト相の最大粒径d_ｍａｘが｛−6×ln（C*）｝μm以下で、かつ組織中に析出した析出物のうち、粒子径20nm未満の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が次（３）式
C*_ｐｒｅ＝（［Ti］/48＋［Nb］/93＋［V］/51＋［Mo］/96＋［Ta］/181＋［W］/184）×12 ‥‥（３）
（ここで、［Ti］、［Nb］、［V］、［Mo］、［Ta］、［W］：各元素の析出量（質量％））
で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₂₀で0.60C*以上、粒子径100nm以上の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が前記（３）式で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₁₀₀で0.10C*以下である組織を有することを特徴とする靭性に優れた高強度薄鋼板。

（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。

（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。

（６）（１）ないし（５）のいずれかに記載の高強度薄鋼板の表面に、めっき層を形成してなることを特徴とする靭性に優れた高強度めっき薄鋼板。
（７）鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却し、巻き取り、熱延薄鋼板とするに当り、前記鋼素材を、質量％で、C：0.036〜0.25％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Aｌ：0.10％以下、N：0.010％以下を含み、さらに、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、あるいはさらに、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、次（２）式
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12 ‥‥（２）
（ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％））
で定義されるC*が次（１）式
C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
を満足し、さらにCと前記C*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブとし、前記仕上圧延を、仕上圧延機入り側の温度が900〜1100℃、１パス目の圧下率が35％以上、仕上圧延トータル圧下率が88％以上、仕上圧延機出側の温度が800〜950℃とする圧延とし、該仕上圧延終了後に、通板速度：600m/min以上で、仕上圧延機出側から700℃までの平均冷却速度が（15/Mn）℃/ｓ以上で冷却し、巻取温度：500〜650℃で前記巻き取りを行い、面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該主相と面積率で0〜5％の第二相とからなり、前記フェライト相の平均粒径d _ａｖｅ が｛−2×ln（C*）｝μm以下、前記フェライト相の最大粒径d _ｍａｘ が｛−6×ln（C*）｝μm以下で、かつ組織中に析出した析出物のうち、粒子径20nm未満の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が、次（３）式
C* _ｐｒｅ ＝（［Ti］/48＋［Nb］/93＋［V］/51＋［Mo］/96＋［Ta］/181＋［W］/184）×12 ‥‥（３）
ここで、［Ti］、［Nb］、［V］、［Mo］、［Ta］、［W］：析出物中の各元素量（質量％）
で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C* _ｐｒｅ ） ₂₀ で0.60C*以上、粒子径100nm以上の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が上記（３）式で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C* _ｐｒｅ ） ₁₀₀ で0.10C*以下である組織を有する熱延鋼板とすることを特徴とする靭性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

（８）（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（９）（７）または（８）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。

（１０）（７）ないし（９）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１１）（７）ないし（１０）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。

（１２）（７）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記巻き取り後の前記熱延薄鋼板に、酸洗と焼鈍とを施すに際し、前記焼鈍が、均熱温度を600〜750℃の範囲の温度とし、500℃から該均熱温度までの温度域を平均1℃/s以上の加熱速度で加熱し、前記均熱温度での均熱時間を1000s以下として均熱し、該均熱後、1℃/s以上の冷却速度で500℃まで冷却する処理であることを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。

（１３）（１２）において、前記焼鈍における前記冷却を行う過程で、前記熱延薄鋼板を浴温：420〜500℃の亜鉛めっき浴に浸漬するめっき処理を施すことを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１４）（１３）において、前記めっき処理後に、さらに加熱温度：460〜600℃まで再加熱し、該加熱温度で1ｓ以上保持するめっき層の合金化処理を施すことを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。

（１５）（７）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記巻き取り後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１６）（１２）において、前記焼鈍後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１７）（１３）において、前記めっき処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。

（１８）（１４）において、前記合金化処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強さTS：780MPa以上の高強度を有し、成形性に優れ、さらに靭性にも優れた高強度薄鋼板を、安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度薄鋼板は、低温で使用される部品用や衝撃が加わるような部品用とし好適であり、鋼板の用途拡大に寄与するという効果もある。

鋼板の破面遷移温度vTrsに及ぼす、粒子径100nm以上の析出物中に含まれる炭化物形成元素量の炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₁₀₀と炭化物形成元素含有量の炭素量換算値C*の比、（C*_ｐｒｅ）₁₀₀/C*の影響を示すグラフである。 鋼板の破面遷移温度vTrsに及ぼす、フェライト平均粒径/（−2ln（C*））の影響を示すグラフである。 鋼板の破面遷移温度vTrsに及ぼす、フェライト最大粒径/（−6ln（C*））の影響を示すグラフである。

本発明高強度薄鋼板は、質量％で、C：0.036〜0.25％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Aｌ：0.10％以下、N：0.010％以下を含み、さらに、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、あるいはさらに、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、次（２）式
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12 ‥‥（２）
（ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％））
で定義されるC*が次（１）式
C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
を満足し、さらにCと前記C*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。

まず、組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、質量％は、単に％と記す。
C：0.036〜0.25％
Cは、Ti、Nb、V等の炭化物形成元素と結合して微細な炭化物を形成し、析出強化を介して鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Cは、フェライト変態開始温度を低下させ、圧延後の冷却においてフェライトの細粒化に寄与する元素である。さらには、Cは、フェライト変態開始温度の低下を介して、炭化物の析出温度を下げ、炭化物の微細化にも寄与する。またCは、固溶Cが粒界に偏析することで、粒界強度を高め、靭性向上にも寄与する。このような効果を得るためには、0.036％以上の含有を必要とする。一方、0.25％を超えて多量に含有すると、フェライト変態が抑制され、ベイナイトやマルテンサイトへの変態が促進され、成形性が低下する。また、多量のCの含有は、炭化物形成元素（Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、W）と結合しない過剰なCを増加させ、セメンタイトを形成して靭性を低下させる。このため、Cは0.036〜0.25％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.20％以下である。

Si：0.3％以下
Siは、フェライト生成元素であり、圧延後の冷却においてフェライト変態を促進し、フェライト粒を粗大化させるとともに、炭化物の析出温度の上昇を介して炭化物を粗大に析出させる悪影響を招く。また、Siは、Feより酸化しやすいため、表面にSiの酸化物が生成しやすく、熱延板では化成処理不良や、めっき板では不めっきなどの表面性状不良を招きやすいなどの悪影響を招くが、0.3％以下であれば、このような悪影響を避けることができる。このため、Siは0.3％以下に限定した。なお、好ましくは0.1％以下、より好ましくは0.05％以下、さらに好ましくは0.03％以下である。

Mn：0.1〜3.0％
Mnは、フェライト変態開始温度を低下させる作用を有し、フェライト粒を細粒化させるとともに、炭化物の析出温度を下げることで炭化物の微細化に寄与する。また、Mnは、鋼中に固溶して鋼板の強度を増加させ、さらにＳと結合して有害なＳを無害化する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上含有する必要がある。一方、3.0％を超えて含有すると、フェライト変態が抑制され、ベイナイトやマルテンサイトへの変態が促進されるため、Ti、Nb、V等との微細な炭化物の形成が抑制される。このようなことから、Mnは0.1〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5％以上、より好ましくは1.0％以上、さらに好ましくは1.3％以上である。また、好ましくは2.5％以下、さらに好ましくは2.0％以下である。

P：0.10％以下
Pは、粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させ、鋼板特性に悪影響を及ぼす元素である。また、Pは、圧延後の冷却においてフェライト変態を促進し、炭化物の析出温度を上昇するため、フェライト粒を粗大化するとともに、炭化物を粗大に析出させるため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、このような悪影響は、0.10％までは許容できる。このため、Pは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.01％以下である。

S：0.030％以下
Sは、熱間における延性を著しく低下させ、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる元素である。さらに、Sは、強度にほとんど寄与しないばかりか、粗大な硫化物を形成することにより、延性、伸びフランジ性を低下させるなど、鋼板特性に悪影響を及ぼすため、極力低減することが望ましい。なお、このような悪影響はSが0.030％を超えると顕著となるため、Sは0.030％以下に限定した。なお、好ましくは0.010％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.001％以下である。

Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましい。また、Alは、圧延後の冷却でフェライト変態を促進する作用を有し、それにより、フェライト粒の粗大化や、炭化物の析出温度の上昇を介して炭化物を粗大に析出させるなどの悪影響を及ぼす。そのため、多量の含有は避ける必要がある。さらに0.10％を超える多量の含有は、鋼中でアルミ酸化物の増加を招き、清浄度の低下、延性の低下などの悪影響を招く。このようなことから、Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.06％以下である。

N：0.010％以下
Nは、Ti、Nb、Vと高温で粗大な窒化物を形成し、強度への寄与が少ないうえ、Ti、Nb、V等による高強度化への寄与を減少させるうえ、靭性の低下も招く。さらに、Nの多量含有は、熱間圧延中にスラブ割れを誘起し、表面疵を発生させる恐れがある。このようなことから、Nはできるだけ低減することが望ましいが、0.010％までであれば許容できる。このため、Nは0.010％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.002％以下である。

Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Vは、いずれも、高強度化に寄与する元素であり、本発明では選択して１種または２種以上含有する。
Ti、Nb、Vは、Cと結合して微細な炭化物を形成し、高強度化に寄与するとともに、熱間圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、フェライトの細粒化に寄与する。このような効果を得るためには、それぞれ、Ti：0.01％以上、Nb：0.01％以上、V：0.01％以上、含有する必要がある。一方、Ti：1.0％、Nb：1.0％、V：1.0％を、それぞれ超えて多量に含有しても、効果が飽和するため、含有量に見合う効果を得ることができず経済的に不利となる。このため、それぞれ、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％の範囲に限定した。

上記した成分が基本の成分であるが、選択元素として、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、必要に応じて含有できる。
Mo、Ta、Wはいずれも、Ti、Nb、Vと同様に炭化物形成元素であり、微細な炭化物として析出し、析出強化により鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、それぞれ0.005％以上含有することが好ましい。一方、それぞれ、0.50％を超えて多量に含有しても、効果が飽和するため、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、それぞれ、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％Moの範囲に限定することが好ましい。

本発明高強度薄鋼板では、上記した成分を上記した範囲で、かつ次（１）式
C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
を満足するように調整して含む。ここで、C*は、次（２）式
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12 ‥‥（２）
（ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％））
で定義される。ここでいう「C*」は、Ti、Nb等の炭化物形成元素の含有量を、炭化物として生成する炭素量に換算した値、炭素量換算値である。C*が0.04質量％未満では、Ti、Nb、V等の炭化物形成元素の含有量が少なく、生成する炭化物量が少なくなるため、所望の高強度化を達成できない。なお、（２）式では、記載された元素を含まない場合には、当該元素を零としてC*を算出するものとする。

さらに、本発明高強度薄鋼板では、上記した成分を上記した範囲でかつ、C*が上記した（１）式を満足するように調整したうえ、さらにCとC*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整する。
C/C*：0.9〜1.5
炭化物形成元素の含有量に対し、C含有量が少ないと、炭化物生成量が減少し、固溶する炭化物形成元素量が増加するが、固溶したTi、Nb、V等の炭化物形成元素による固溶強化は小さく、鋼板強度の大きな増加には寄与しない。炭化物形成元素による十分な析出強化を得るためには、C/C*を0.9以上とする必要がある。なお、好ましくは、1.0以上、より好ましくは1.1以上である。一方、C/C*が1.5を超えて大きくなると、炭化物として析出しないC量（余剰C量）が増加する。余剰C量が増加すると、セメンタイト生成量が増加し、靭性の低下を招く。このため、C/C*は0.9〜1.5の範囲に限定した。なお、好ましくは、1.3以下である。

さらに、本発明高強度薄鋼板では、上記した成分に加えてさらに、選択元素として、B：0.0003〜0.0050％、および／または、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Sb：0.005〜0.050％、および／または、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。

B：0.0003〜0.0050％
Bは、圧延後の冷却において、フェライト変態開始温度を低下させ、フェライトを細粒化するとともに、炭化物の析出温度を下げ、炭化物の微細化に寄与する。また、Bは、粒界に偏析して粒界強度を増加させ、靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには0.0003％以上含有することが好ましい。より好ましくは0.0005％以上、さらに好ましくは0.0010％以上である。一方、0.0050％を超える多量の含有は、熱間での変形抵抗を増加させ、圧延を困難にするため、0.0050％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0030％以下、さらに好ましくは0.0020％以下である。このようなことから、含有する場合には、Bは0.0003〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。

Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、Ni、Cuはいずれも、組織の微細化を介し靭性の向上、高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためは、それぞれ0.01％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できないため、経済的に不利となる。このようなことから、含有する場合には、それぞれ、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。

Sb：0.005〜0.050％
Sbは、熱間圧延時にスラブ表面に偏析し、スラブの窒化を防止して、粗大な窒化物の形成を抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが好ましい。一方、0.050％を超えて多量に含有すると、材料コストの高騰を招く。このようなことから、含有する場合には、Sbは0.005〜0.050％の範囲に限定することが好ましい。

Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ca、REMはいずれも、硫化物の形態制御を介して、延性、伸びフランジ性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためは、それぞれ、Ca：0.0005％以上、REM：0.0005％以上含有することが好ましい。一方、それぞれ、0.01％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。

上記した以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不純物としては、Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、O等が例示できるが、これらの不純物元素は、合計で0.5％以下であれば、特性上問題がなく、許容できる。
また、本発明高強度薄鋼板では、上記した組成を有し、さらに面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該主相と面積率で0〜5％の第二相とからなる組織を有する。

主相：面積率で95％以上のフェライト相
本発明では、成形性を高めるため、主相をフェライト相とする。ここでいう「主相」は、面積率で95％以上を占有する相とする。第二相として、ベイナイト相やマルテンサイト相などの硬質相が存在すると、成形性が低下する。そのため、主相は98％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは100％である。なお、成形性の観点からは、フェライト相以外の第二相は、面積率で0％とすることが好ましい。存在しても面積率で5％以下であれば許容できる。

また、本発明高強度薄鋼板では、主相であるフェライトは、（２）式で定義されるC*に関連して、平均粒径d_ａｖｅ：｛−2×ln（C*）｝μm以下、最大粒径d_ｍａｘ：｛−6×ln（C*）｝μm以下に限定する。
本発明者らの更なる検討によれば、図２、３に示すように、靭性に及ぼすフェライト粒径（μm）の影響は｛−ln（C*）｝と関連して整理できることを見出した。

フェライトの平均粒径d_ａｖｅ：｛−2×ln（C*）｝μm以下
一般的に、フェライト粒径が大きくなると、靭性が低下する。図２に示すように、フェライト平均粒径/｛−2×ln（C*）｝が1.0を超えると、すなわち、フェライト平均粒径が｛−2×ln（C*）｝μmを超えて大きくなると、靭性の低下が著しくなる。このため、フェライトの平均粒径d_ａｖｅは｛−2×ln（C*）｝μm以下に限定した。なお、好ましくは｛−1.5×ln（C*）｝μm以下、より好ましくは｛−ln（C*）｝μm以下である。

フェライトの最大粒径d_ｍａｘ：｛−6×ln（C*）｝μm以下
粗大なフェライト粒が存在すると、そこを起点として脆性亀裂が発生するか、あるいは発生した脆性亀裂の伝播を容易にして、靭性が大きく低下する。フェライトの最大粒径が大きいと、粗大なフェライト粒が多くなることから、本発明では、粗大なフェライト粒を減少させる。図３に示すように、フェライト最大粒径/｛−6×ln（C*）｝が1.0を超えると、靭性の低下が著しくなる。このため、本発明では、フェライトの最大粒径d_ｍａｘを｛−6×ln（C*）｝μm以下に限定した。フェライトの最大粒径d_ｍａｘが｛−6×ln（C*）｝μm以下であれば、靭性に悪影響を及ぼす粗大なフェライト粒が少なくなり、靭性が向上する。なお、好ましくは｛−5×ln（C*）μm以下、より好ましくは｛−4×ln（C*）｝μm以下、さらに好ましくは｛−3×ln（C*）｝μm以下である。

さらに、本発明高強度薄鋼板では、上記した粒径を有するフェライト相は、微細な炭化物により析出強化されている。本発明では、所望の高強度を確保するために、高強度化に有効なTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの微細な析出物の析出量を多くする。本発明では、高強度化に有効に寄与する微細な析出物としては、粒子径20nm未満の析出物とする。

（C*_ｐｒｅ）₂₀：0.60C*以上
Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量に対し、粒子径20nm未満のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの微細な析出物の割合が少ないと、有効な高強度化を達成できない。そこで、本発明では、粒子径20nm未満の析出物中の、Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量を炭素量に換算した炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₂₀を、Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量の炭素量換算値、C*の0.60％以上に限定した。（C*_ｐｒｅ）₂₀が0.60C*未満では、炭化物形性元素の含有量に比べて、析出物量が少なく、高強度化の効率が低く、経済的に不利となる。なお、好ましくは0.70C*以上、より好ましくは0.80C*以上、さらに好ましくは0.90C*以上である。

また、本発明では、亀裂の発生を抑制し、靭性向上のために、粗大な析出物、すなわち、粒子径：100nm以上の析出物量をC*に関連して低減する。
（C*_ｐｒｅ）₁₀₀：0.10C*以下
Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量に対し、粒子径100nm以上の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量（析出量）が多いと、フェライト粒径を細粒化しても粗大な析出物が脆性亀裂の起点となり、靭性が低下する。そのため、粒子径100nm以上の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量（析出量）の炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₁₀₀を、Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量の炭素量換算値C*を基準としての0.10C*以下に限定した。（C*_ｐｒｅ）₁₀₀が0.10C*を超えて多くなると、図１に示すように、所望の高靭性を確保できなくなる。なお、好ましくは0.05C*以下、より好ましくは0.03C*以下、さらに好ましくは0.02C*以下である。

なお、析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量の炭素量換算値C*_ｐｒｅは、次（３）式
C*_ｐｒｅ＝（［Ti］/48＋［Nb］/93＋［V］/51＋［Mo］/96＋［Ta］/181＋［W］/184）×12 ‥‥（３）
（ここで、［Ti］、［Nb］、［V］、［Mo］、［Ta］、［W］：各元素の析出量（質量％））
で定義される。

ここで、析出物中に含まれる各炭化物形成元素の量（析出量）は、当該鋼板から採取した電解抽出用試料を、電解液（10％アセチルアセトン系電解液）中で定電流電解し、残渣を抽出し、分析することで求めるものとする。孔径20nmのフィルターを用いて、抽出した残渣をろ過し、濾液をICA−MA法でTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量を分析し、粒径20nm未満の析出物中のTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量（析出量）とする。一方、孔径100nmのフィルターを用いて抽出残渣をろ過したのちの残渣をICP−MA法でTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量を分析し、粒径100nm以上の析出物中のTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量（析出量）とする。

なお、本発明高強度薄鋼板は、鋼板表面にめっき層を形成してもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層などがいずれも好適である。また、化成処理などの皮膜を形成してもよいことはいうまでもない。また、形成するめっき層を、亜鉛とAlの複合めっき層、亜鉛とNiの複合めっき層、Alめっき層、AlとSiの複合めっき層などとしてもよい。

つぎに本発明高強度薄鋼板の製造条件について説明する。
上記した組成の鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却し、巻き取り、熱延薄鋼板とする。
鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉等を利用した常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋳片等とし鋼素材とすることが好ましい。

ついで、鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、熱延薄鋼板とする。
熱間圧延のための加熱は、加熱温度：1150〜1300℃とすることが好ましい。加熱温度が1150℃未満では、変形抵抗が高く、圧延荷重が高くなり、圧延機への負荷が増大するとともに生産性が低下する。また、粗大な炭化物の溶解が不十分となり、所望の析出強化を期待できなくなる。一方、1300℃を超えて高温に加熱すると、酸化減量が増大し、歩留の低下を招く。なお、鋼素材が熱間圧延が可能な温度を保持している場合は、上記したような加熱を行うことなく直接に、あるいは加熱炉に短時間保持しただけで、熱間圧延を行ってもよい。

加熱された鋼素材は、粗圧延を施される。粗圧延の条件は、所定寸法のシートバーとすることができればよく、とくに限定する必要はない。
粗圧延を施したのち、ついで、仕上圧延を行う。
仕上圧延は、仕上圧延機入り側温度が900〜1100℃、１パス目の圧下率が35％以上、仕上圧延トータル圧下率が88％以上、仕上圧延機出側の温度が800〜950℃である、圧延とする。

仕上圧延機入り側温度：900〜1100℃
仕上圧延機入り側温度が900℃未満と低いと、粗圧延機で生成した粗大なオーステナイト粒のまま、仕上げ圧延機で歪が累積されるため、変態後のフェライト粒の方位差が小さく、フェライトを細粒化することができなくなる。そのため、仕上げ圧延機入り側温度は900℃以上に限定した。なお、好ましくは950℃以上である。一方、仕上圧延機入り側温度が1100℃を超えて高いと、オーステナイト粒の再結晶が進行し、歪の累積が小さくなり、変態後のフェライト粒の微細化が困難となる。そのため、仕上圧延機入り側温度は1100℃以下に限定した。なお、好ましくは1050℃以下である。このようなことから、仕上圧延機入り側温度は950〜1100℃の範囲の温度に限定した。

１パス目の圧下率：35％以上
仕上圧延の１パス目の圧下率が35％未満と少ないと、オーステナイト粒の再結晶が一部抑制され、粗大なオーステナイト粒のままで、歪が累積される部分ができ、一部に粗大なフェライト粒が生成する。このため、仕上圧延の１パス目の圧下率は35％以上に限定した。なお、好ましくは40％以上、より好ましくは45％以上、さらに好ましくは50％以上である。

仕上圧延トータル圧下率：88％以上
仕上圧延のトータル圧下率が88％未満と少ないと、オーステナイト域での歪の累積が少なく、変態後のフェライト粒が大きくなり、所望の靭性向上が達成できない。このため、仕上圧延トータル圧下率は88％以上に限定した。なお、好ましくは90％以上、より好ましくは92％以上、さらに好ましくは94％以上である。

仕上圧延出側温度：800〜950℃
仕上圧延の出側温度が800℃未満と低くなると、圧延後の冷却においてフェライト変態が促進され、フェライト粒が大きくなるとともに、炭化物が大きく析出する。さらに、仕上圧延の出側温度が800℃未満では、仕上圧延の終了温度がフェライト域になる場合があり、歪誘起析出により粗大な炭化物が析出する。このため、仕上圧延出側温度は800℃以上に限定した。なお、好ましくは850℃以上である。一方、仕上圧延出側温度が950℃を超えて高くなると、オーステナイト域での歪の累積が少なくなり、変態後のフェライト粒が大きくなる。このため、仕上圧延出側温度は950℃以下に限定した。なお、好ましくは900℃以下である。このようなことから、仕上圧延出側温度は800〜950℃の範囲の温度に限定した。

仕上圧延出側の通板速度：600m/min以上
仕上圧延出側の通板速度が600m/min未満と遅いと、冷却開始までの時間が長くなり、オーステナイト域で蓄積された歪の一部が開放される場合があり、変態後に、一部のフェライト粒が粗大となりやすく、所望の靭性向上を確保できなくなる。このため、仕上圧延出側の通板速度は600m/min以上に限定した。なお、好ましくは700m/mim以上である。

仕上圧延出側から700℃までの平均冷却速度：（15/Mn）℃/ｓ以上
仕上圧延終了から700℃までの平均冷却速度が小さいと、フェライト変態が促進され、フェライト粒が大きくなるとともに、炭化物が大きく析出する。このような影響は、Mn量が少ないほど顕著になることから、仕上圧延出側から700℃までの平均冷却速度は、（15/Mn）℃/ｓ以上に限定した。なお、好ましくは（30/Mn）℃/ｓ以上、より好ましくは（50/Mn）℃/ｓ以上、さらに好ましくは（80/Mn）℃/ｓ以上である。

上記した冷却速度で巻取温度まで冷却し、コイル状に巻き取る。
巻取温度：500〜650℃
巻取温度が650℃を超えて高くなると、とフェライト粒が粗大化するとともに炭化物が粗大になる。このため、巻取温度は650℃以下に限定した。一方、巻取温度が500℃未満では、微細析出物の析出が抑制されるだけでなく、ベイナイト相やマルテンサイト相などの低温変態相が生成する。このため、巻取温度は500℃以上に限定した。なお、好ましくは550℃以上である。このようなことから、巻取温度は500〜650℃の範囲に限定した。

上記した条件で熱間圧延および冷却を施されて、巻き取られた熱延薄鋼板には、さらに、靭性向上のために、酸洗されたのち、焼鈍処理を施しても良い。
焼鈍処理は、均熱温度を600〜750℃の範囲の温度とし、500℃から均熱温度までの温度域を平均1℃/s以上の平均加熱速度で加熱し、該均熱温度での均熱時間を1000s以下として均熱し、該均熱後、1℃/s以上の平均冷却速度で500℃まで冷却する処理とすることが好ましい。

500℃から均熱温度までの平均加熱速度：1℃/ｓ以上
500℃から均熱温度までの平均加熱速度が1℃/ｓ未満と小さいと、析出物が粗大化する。このため、500℃から均熱温度までの加熱速度（平均）は1℃/ｓ以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは3℃/ｓ以上、さらに好ましくは7℃/ｓ以上、もっと好ましくは10℃/ｓ以上である。

均熱温度：600〜750℃
均熱温度が600℃未満と低いと、セメンタイトの溶解が不十分となり、粒界にCを偏析させ、粒界を強化することができず、靭性向上を確保できなくなる。このため、均熱温度は600℃以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは650℃以上である。一方、均熱温度が750℃を超えて高くなると、フェライト粒が粗大化し、さらに析出物が粗大化する。このため、均熱温度は750℃以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは730℃以下である。このようなことから、焼鈍処理の均熱温度は600〜750℃の範囲の温度に限定することが好ましい。

均熱時間：1000ｓ以下
均熱時間が1000ｓを超えて長くなると、フェライト粒が粗大化するとともに、析出物が粗大化する。このため、焼鈍処理における均熱時間は1000ｓ以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは500ｓ以下、さらに好ましくは300ｓ以下、もっと好ましくは150ｓ以下である。

均熱温度から500℃までの平均冷却速度：1℃/ｓ以上
均熱から500℃までの平均冷却速度が1℃/ｓ未満と小さいと、析出物が粗大化する。このため、焼鈍時の均熱温度から500℃までの平均冷却速度は1℃/s以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは3℃/ｓ以上、さらに好ましくは7℃/ｓ以上、もっと好ましくは10℃/ｓ以上である。

本発明では、上記した焼鈍処理の冷却の過程で、熱延薄鋼板を、浴温：420〜500℃の亜鉛めっき浴に浸漬し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。なお、めっきとしては、溶融亜鉛めっき以外に、亜鉛とAlの複合めっき、亜鉛とNiの複合めっき、Alめっき、AlとSiの複合めっき等が例示できる。
また、鋼板表面に形成されためっき層には、めっき層の耐食性向上のために、さらに再加熱処理、ZnとFeの合金化処理を施してもよい。合金化処理は、460〜600℃×1ｓ以上の処理とすることが好ましい。合金化処理の加熱温度が460℃未満では、合金化が進行せず、一方、600℃を超える高温では、合金化が進行しすぎて、めっき層が脆くなる。このため、合金化処理の加熱温度は460〜600℃の範囲の温度とすることが好ましい。また、合金化処理の加熱保持時間は、析出物の粗大化を防止する観点から、10ｓ以下とすることがより好ましい。

さらに好ましくは5ｓ以下である。
熱間圧延後、焼鈍処理後、めっき処理後、あるいは合金化処理（再加熱処理）後の薄鋼板に、軽加工を施してよい。薄鋼板に、軽加工を加えることで可動転位を増やし、靭性を高めることができる。付与する軽加工としては、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工とすることが好ましい。板厚減少率が0.1％未満では、上記した軽加工の効果を得ることができない。このため、軽加工における板厚減少率は0.1％以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以上である。一方、板厚減少率が3.0％を超えて大きくなると、転位の相互作用で転位が移動しにくくなり、靭性が低下する。このため、軽加工における板厚減少率は3.0％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは2.0％以下、さらに好ましくは1.0％以下である。このようなことから、軽加工は、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工に限定することが好ましい。ここで軽加工の加工手段としては、圧延ロールによる加工、引張りによる加工、あるいは、圧延加工と引張加工とを組み合わせた複合加工とすることが好ましい。

表１に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片（スラブ）とした鋼素材を出発素材とした。これら鋼素材に、1230℃に加熱し表２に示す条件で熱間圧延を施し、表２に示す板厚の熱延鋼板とした。一部の熱延鋼板には、さらに表２に示す条件で焼鈍あるいはさらにめっき処理、あるいはさらにめっき層の合金化処理、あるいはさらに軽加工を施した。

得られた鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験、を実施し、強度、靭性を評価した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
得られた鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：500倍）を用いて組織を観察し、300×300μm²領域について組織を撮像し、フェライトの面積率を算出した。また、100×100μm²の領域を、電子線後方散乱回折法EBSDにより観察し、隣接するフェライト粒間の方位差が15°以上である場合を粒界と定義して、圧延方向での粒界間の距離（切断長さ）dLおよび板厚方向での粒界間の距離（切断長さ）dNを求め、2×dL×dN/（dL+dN）を算出し、フェライト粒の平均粒径とした。また、圧延方向および板厚方向の切断長さのうち、最大のものをフェライト最大粒径とした。

また、得られた鋼板から電解抽出用試験片を採取し、電解液（10％アセチルアセトン系電解液）中で定電流電解し、残渣を抽出した。得られた残渣を、孔径20nmのフィルターを用いてろ過し、濾液をICP−MA法でTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量を分析し、粒径20nm未満の析出物中のTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量（析出量）とした。また、得られた残渣を、孔径100nmのフィルターを用いてろ過し、ろ過後の残渣について、ICP−MA法でTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量を分析し、粒径100nm以上の析出物中のTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量（析出量）とした。
（２）引張試験
得られた鋼板から、圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）が試験片長手方向となるように引張試験片（JIS 5号試験片）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を行い引張特性（降伏点YP、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）衝撃試験
得られた鋼板から、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）が試験片長手方向となるように、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求め、靭性を評価した。なお、試験片厚さは、元厚のままとした。

得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、引張強さTS：780MPa以上の高強度と、破面遷移温度vTrs：−35℃以下の高靭性を兼備する、靭性に優れた高強度鋼板と成っている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、vTrs：−35℃を超えて靭性が低下している。

Claims (18)

1. 質量％で、
   C ：0.036〜0.25％、 Si：0.3％以下、
   Mn：0.1〜3.0％、 P ：0.10％以下、
   S ：0.030％以下、 Al：0.10％以下、
   N ：0.010％以下
   を含み、さらに、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、あるいはさらに、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、下記（２）式で定義されるC*が下記（１）式を満足し、さらにCとC*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
   面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該主相と面積率で0〜5％の第二相とからなり、前記フェライト相の平均粒径d_ａｖｅが｛−2×ln（C*）｝μm以下、前記フェライト相の最大粒径d_ｍａｘが｛−6×ln（C*）｝μm以下で、かつ
   組織中に析出した析出物のうち、粒子径20nm未満の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が、下記（３）式で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₂₀で0.60C*以上、粒子径100nm以上の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が下記（３）式で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₁₀₀で0.10C*以下である組織を有することを特徴とする靭性に優れた高強度薄鋼板。
   記
   C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
   C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12 ‥‥（２）
   ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％）
   C*_ｐｒｅ＝（［Ti］/48＋［Nb］/93＋［V］/51＋［Mo］/96＋［Ta］/181＋［W］/184）×12 ‥‥（３）
   ここで、［Ti］、［Nb］、［V］、［Mo］、［Ta］、［W］：析出物中の各元素量（質量％）
2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度薄鋼板。
3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度薄鋼板。
4. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
5. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
6. 請求項１ないし５のいずれかに記載の高強度薄鋼板の表面に、めっき層を形成してなることを特徴とする靭性に優れた高強度めっき薄鋼板。
7. 鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却し、巻き取り、熱延薄鋼板とするに当り、
   前記鋼素材を、質量％で、
   C ：0.036〜0.25％、 Si：0.3％以下、
   Mn：0.1〜3.0％、 P ：0.10％以下、
   S ：0.030％以下、 Al：0.10％以下、
   N ：0.010％以下
   を含み、さらに、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、あるいはさらにMo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、下記（２）式で定義されるC*が下記（１）式を満足し、さらにCと前記C*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブとし、
   前記仕上圧延を、仕上圧延機入り側の温度が900〜1100℃、１パス目の圧下率が35％以上、仕上圧延トータル圧下率が88％以上、仕上圧延機出側の温度が800〜950℃とする圧延とし、
   該仕上圧延終了後に、通板速度：600m/min以上で、仕上圧延機出側から700℃までの平均冷却速度が(15/Mn)℃/ｓ以上で冷却し、
   巻取温度：500〜650℃で前記巻き取りを行い、
   面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該主相と面積率で0〜5％の第二相とからなり、前記フェライト相の平均粒径d _ａｖｅ が｛−2×ln（C*）｝μm以下、前記フェライト相の最大粒径d _ｍａｘ が｛−6×ln（C*）｝μm以下で、かつ
   組織中に析出した析出物のうち、粒子径20nm未満の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が、下記（３）式で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C* _ｐｒｅ ） ₂₀ で0.60C*以上、粒子径100nm以上の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が下記（３）式で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C* _ｐｒｅ ） ₁₀₀ で0.10C*以下である組織を有する熱延鋼板とする
   ことを特徴とする靭性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
   記
   C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
   C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12‥‥（２）
   ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％）
   C* _ｐｒｅ ＝（［Ti］/48＋［Nb］/93＋［V］/51＋［Mo］/96＋［Ta］/181＋［W］/184）×12 ‥‥（３）
   ここで、［Ti］、［Nb］、［V］、［Mo］、［Ta］、［W］：析出物中の各元素量（質量％）
8. 前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする請求項７に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
9. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項７または８に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
10. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする請求項７ないし９のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
11. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項７ないし１０のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
12. 前記巻き取り後の前記熱延薄鋼板に、酸洗と焼鈍とを施すに際し、
    前記焼鈍が、均熱温度を600〜750℃の範囲の温度とし、500℃から該均熱温度までの温度域を平均1℃/s以上の加熱速度で加熱し、前記均熱温度での均熱時間を1000s以下として均熱し、該均熱後、1℃/s以上の冷却速度で500℃まで冷却する処理であることを特徴とする請求項７ないし１１のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
13. 前記焼鈍における前記冷却する過程で、前記熱延薄鋼板を浴温：420〜500℃の亜鉛めっき浴に浸漬するめっき処理を施すことを特徴とする請求項１２に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
14. 前記めっき処理後に、さらに加熱温度：460〜600℃まで再加熱し、該加熱温度で1ｓ以上保持するめっき層の合金化処理を施すことを特徴とする請求項１３に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
15. 前記巻き取り後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする請求項７ないし１１のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
16. 前記焼鈍後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする請求項１２に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
17. 前記めっき処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする請求項１３に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
18. 前記合金化処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とす
    る請求項１４に記載の高強度薄鋼板の製造方法。

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