JP5994356B2 - 形状凍結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、自動車のピラーやメンバーなどの骨格部材や、自動車のドアインパクトビーム等の補強部材、あるいは自販機、デスク、家電・OA機器、建材などの構造用部材として好適な、高強度薄鋼板に係り、とくに形状凍結性の向上に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYS：1000MPa以上である場合をいうものとする。なお、好ましくは1100MPa以上、より好ましくは1150MPa以上である。

近年、地球環境の保存という観点から、炭酸ガスCO₂排出量の削減が熱望されている。とくに、自動車分野では燃費を向上させてCO₂排出量を削減するために、車体重量の軽減が強く求められている。このような状況は、鋼板製造においても同様で、鋼板製造時にCO₂排出量が大きい鋼板の使用量を削減したいという要望が高くなっている。
とくに、部品として変形することを嫌う構造用部材では、鋼板の使用量（重量）を削減という観点からは、鋼板の降伏強度を高めて薄肉化することが有効である。しかし、鋼板の降伏強度を高くすると、プレス成形時にスプリングバックなどによる形状不良が発生するという問題がある。形状不良が発生すると、さらにプレス成形工程を追加して、形状矯正を行い所定形状の確保を行う必要がある。しかも、形状矯正を行うことは、製造コストが高くなるだけでなく、とくに、降伏強さが1000MPa以上となる高強度鋼板では、所望の形状までの形状矯正が不可能となる場合がある。このようなことから、高強度鋼板における形状凍結性の向上が、薄肉化を達成するうえでの大きなネックとなっている。

そこで、軟質で成形しやすく形状確保に有利なフェライト相と、硬質で高強度化に有利なマルテンサイト相とを複合させ、形状凍結性と高強度とを両立させた二相組織鋼板が開発されている。しかし、この技術では、引張強さは高くできるものの、軟質なフェライト相の存在により降伏強さが低下するという問題がある。降伏強さを高くしようとすると、マルテンサイト相の組織分率を著しく高くした組織とすることが必要となり、そのような組織を有する二相組織鋼板ではプレス成形時に、割れが生じるという問題が新たに生じる。

形状凍結性を向上させた高強度鋼板としては、例えば、特許文献１に、形状凍結性と伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板が記載されている。特許文献１に記載された鋼板は、質量％でＣ：0.02〜0.15％、Si：0.5％超1.6％以下、Mn：0.01〜3.0％、Al：2.0％以下、Ti：0.054〜0.4％、Ｂ：0.0002〜0.0070％を含み、さらにNb：0.4％以下、Mo：1.0％以下の１種または２種を含有する組成を有し、フェライトまたはベイナイトを最大相とし、板厚1/2位置における板面の｛001｝＜110＞〜｛223｝＜110＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が6.0以上で、かつこれらの方位群の中で｛112｝＜110＞方位および｛001｝＜110＞方位のうちのいずれか一方または両方のＸ線ランダム強度比が8.0以上となる集合組織を有し、かつ径が15nm以下の化合物粒子の個数が全化合物粒子の個数の60％以上となる組織を有し、圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが0.8以下となる高強度鋼板である。特許文献１に記載された技術では、析出物と集合組織とを同時に調整することにより、形状凍結性が著しく向上し、穴拡げ性にも優れた薄鋼板となるとしている。

また、特許文献２には、高降伏強度熱延鋼板が記載されている。特許文献２に記載された熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：0.06％超0.24％以下、Mn：0.5〜2.0％、Mo：0.05〜0.5％、Ti：0.03〜0.2％、Ｖ：0.15％超1.2％以下、Co：0.0010〜0.0050％を含有する組成を有し、実質的にフェライト単相で、Ti、MoおよびＶを含む複合炭化物とＶのみを含む炭化物が分散析出し、Ti、MoおよびＶを含む複合炭化物として析出しているTi量と、Ｖのみを含む炭化物として析出しているＶ量の合計がmass％で0.1000％超0.4000％未満である組織を有する降伏強度1000MPa以上の高降伏強度熱延鋼板である。特許文献２に記載された技術では、微量のCoを含有し、実質的にフェライト単相で、Ti、MoおよびＶを含む複合炭化物とＶのみを含む炭化物を分散析出させることにより、加工後の曲げ特性が顕著に向上した降伏強度1000MPa以上の高降伏強度鋼板が得られるとしている。

特許第4464748号公報 特開2008−174805号公報

しかしながら、特許文献１に記載された技術では、化合物（析出物）粒子径が大きく、得られる降伏強さはたかだか900MPa程度までで、降伏強さ：1000MPa以上という更なる高強度化は困難であった。また、特許文献２に記載された技術では、加工後の曲げ特性は向上するが、依然として所望の形状凍結性を確保できないという問題があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、降伏強さ：1000MPa以上の高強度を有し、形状凍結性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、降伏強さYPは、好ましくは1100MPa以上、さらに好ましくは1150MPa以上である。また、ここでいう「薄鋼板」は、2.0mm以下、好ましくは1.7mm以下、より好ましくは1.5mm以下、さらに好ましくは1.3mm以下である。

本発明者らは、上記した目的を達成するために、高降伏強さと形状凍結性とを両立させるべく、形状凍結性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、形状凍結性に優れた高強度鋼板とするためには、微細な析出物を分散させ高強度を確保したうえで、適正な析出物サイズ分布に調整する必要があることに思い至った。
というのは、大きいサイズの析出物が多くなるような分布では、プレス成形時に転位が大きな析出物の周りに集中し相互作用を生じて、転位の移動が妨げられ塑性変形が抑制されるため、変形が弾性変形に依存する度合が多くなり、スプリングバックによる形状不良が発生しやすくなり、形状凍結性が低下すると推定した。そして、プレス成形時の転位の集中を抑制して形状凍結性を向上させるためには、析出物サイズ分布を小さい析出物が多くなるような特定なサイズ分布に調整することが重要であることに想到した。

まず、本発明者らが行った、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.08〜0.21％、Si：0.01〜0.30％、Mn：0.1〜3.1％、Ｐ：0.01〜0.1％、Ｓ：0.001〜0.030％、Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.001〜0.010％、Ｖ：0.19〜0.80％、Ti：0.005〜0.20％を含み、あるいはさらに、Cr、Ni、Cu、Nb、Mo、Ta、W、B、Sb、Cu、REMのうちの１種以上を適正量含有する組成を有し、種々の熱延条件を施して、各種熱延鋼板を得た。これら熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験および形状凍結性試験を行った。

まず、組織観察では、各熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：500倍）で観察し、フェライト相の面積率を求めた。また、各熱延鋼板から薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡を用いて析出物の大きさ（粒子径）、およびその数密度を測定した。析出物は球形でないことから、その大きさ（粒子径）は、最大径とした。

また、引張試験では、各熱延鋼板から圧延方向と直角な方向（Ｃ方向）が引張方向となるようにJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さ（YP）を求めた。
また、形状凍結性試験では、各熱延鋼板から試験材（大きさ：80×360mm）を採取し、プレス成形して、図１に示すようなハット型部材とした。プレス成形後、図１に示すように、口開き量を測定し、形状凍結性を評価した。なお、成形に際しては、しわ押さえ圧：20ton、ダイ肩半径Ｒ：５mmとした。

得られた結果を図２、図３に示す。
図２は、得られた結果のうち、フェライト相の面積率が95％以上の組織を有する鋼板について、降伏強さ（YP）と粒子径：10nm未満の析出物の数密度との関係を示す。図２から、降伏強さYP：1000MPa以上を確保するためには、粒子径：10nm未満の析出物の数密度を1.0×10^５個／μm^３以上とする必要があることがわかる。

しかし、更なる検討から、微細な析出物を高密度で析出させただけでは、優れた形状凍結性は得られないことを見出した。優れた形状凍結性を安定して確保するためには、多数の微細な析出物の粒子径のばらつきを小さくする必要があることを見出した。
そして、微細析出物の粒径ばらつきの影響を評価するために、粒子径：10nm未満の各微細析出物の粒子径の自然対数値を求め、それらの値の標準偏差を算出した。

図３は、得られた結果のうち、フェライト相の面積率が95％以上で、粒子径：10nm未満の析出物の数密度が1.0×10^５個／μm^３以上である組織を有する鋼板について、形状凍結性の指標である口開き量と、粒子径：10nm未満の各析出物の粒子径の自然対数値の標準偏差との関係を示す。
図３から、標準偏差が小さくなれば、口開き量が小さくなる傾向を示すことがわかる。図３から、例えば、口開き量：130mm未満という、スプリングバックが小さい優れた形状凍結性を確保するためには、粒子径：10nm未満の微細析出物粒子径の自然対数値の標準偏差を1.5以下に調整する必要があることを見出した。

このことから、本発明者らは、微細析出物粒子径の自然対数の標準偏差が大きくなれば、すなわち、微細析出物粒子径のばらつきが大となれば、相対的に大きな析出物の存在比率も多くなり、そのため、大きな析出物周りに転位が集中しやすく、転位が相互作用を起こして転位の移動が妨げられ塑性変形が抑制され、変形が弾性変形による度合いが大きくなり、スプリングバックが生じやすく、形状不良が発生しやすくなることになると、推察した。

このようなことから、フェライト相の面積率が95％以上で、粒子径：10nm未満の析出物の数密度が1.0×10^５個／μm^３以上で、かつ10nm未満の析出物の粒子径の自然対数値の標準偏差が1.5以下に調整した析出物を析出させることにより、降伏強さ（YP）：1000MPa以上を有し、かつ形状凍結性に優れた高強度薄鋼板が得られる、という知見を得た。
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、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.08〜0.20％、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、Ｖ：0.20〜0.80％を含み、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含み、粒径10nm未満の析出物が1.0×10⁵個／μm³以上の数密度で、かつ粒径10nm未満の析出物についての析出物径の自然対数値の標準偏差が1.5以下となる分布で分散析出した組織を有し、降伏強さ：1000MPa以上の高強度を有することを特徴とする形状凍結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、次Ａ群〜Ｆ群
Ａ群：Ti：0.005〜0.20％、
Ｂ群：Nb：0.005〜0.50％、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、
Ｃ群：Ｂ：0.0002〜0.0050％、
Ｄ群：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、
Ｅ群：Sb：0.005〜0.050％、
Ｆ群：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
のうちから選ばれた１群または2群以上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、鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：0.08〜0.20％、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、Ｖ：0.20〜0.80％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有る鋼素材に、加熱し粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却し、所定の巻取温度でコイル状に巻き取る熱延工程を施す高強度薄鋼板の製造方法において、前記加熱を、1100℃以上の温度で10min以上保持する処理とし、前記粗圧延を、粗圧延終了温度：1000℃以上とする圧延とし、前記仕上圧延を、1000℃以下の温度域での圧下率：96％以下、950℃以下の温度域での圧下率：80％以下で、仕上圧延終了温度：850℃以上とする圧延とし、該仕上圧延終了後の前記冷却を、仕上圧延終了温度から750℃までの温度域を、Ｖ含有量［Ｖ］（質量％）に関連して、平均冷却速度で（30×［Ｖ］）℃／ｓ以上で冷却し、750℃から巻取温度までの温度域を、Ｖ含有量［Ｖ］に関連して、平均冷却速度で（10×［Ｖ］）℃／ｓ以上で冷却する処理とし、前記巻取温度を、Ｖ含有量［Ｖ］に関連して、巻取温度：500℃以上、（700−50×［Ｖ］）℃以下とすることを特徴とする形状凍結性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｆ群
Ａ群：Ti：0.005〜0.20％、
Ｂ群：Nb：0.005〜0.50％、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、
Ｃ群：Ｂ：0.0002〜0.0050％、
Ｄ群：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、
Ｅ群：Sb：0.005〜0.050％、
Ｆ群：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
のうちから選ばれた１群または2群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。
（６）（４）または（５）において、前記熱延工程に引続き、前記熱延板に酸洗とめっき焼鈍処理からなるめっき焼鈍工程を施すに当たり、前記めっき焼鈍処理をＣ含有量［Ｃ］（質量％）に関連して、500℃から均熱温度までの温度域を平均加熱速度：（５×［Ｃ］）℃／ｓ以上で、均熱温度：（800−200×［Ｃ］）℃以下の温度まで加熱し、該均熱温度で均熱時間：1000ｓ以下保持したのち、平均冷却速度：１℃／ｓ以上でめっき浴温度まで冷却し、該めっき浴温度：420〜500℃である亜鉛めっき浴に浸漬する処理とすることを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（７）（６）において、前記めっき焼鈍処理後に、さらに、加熱温度：460〜600℃の範囲の温度に再加熱し、該加熱温度で１ｓ以上保持する再加熱処理を施すことを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（８）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記熱延工程後あるいは前記めっき焼鈍工程後に、さらに、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与する調質処理を施す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、降伏強さ：1000MPa以上の高強度と、プレス成形時に優れた形状凍結性を有する高強度薄鋼板を、容易にかつ安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。

形状凍結性の評価に使用したハット型部材の概略形状を模式的に示す説明図である。 降伏強さYPに及ぼす10nm未満の析出物数密度の影響を示すグラフである。 プレス成形後の口開き量と析出物径の自然対数値の標準偏差との関係を示すグラフである。

まず、本発明高強度薄鋼板の組成限定理由について説明する。以下、質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.08〜0.20％
Ｃは、本発明ではＶと結合しＶ炭化物を形成し、高強度化に寄与する。またＣは、熱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る作用を有し、炭化物の析出温度を下げて、析出炭化物の微細化にも寄与する。さらに、巻取後の冷却過程での炭化物の粗大化抑制にも寄与する。このような効果を得るためには、0.08％以上含有する必要がある。一方、0.20％を超える多量の含有は、フェライト変態を抑制し、ベイナイトやマルテンサイトへの変態を促進するため、フェライト相における微細なＶ炭化物の形成が抑制される。このようなことから、Ｃは0.08〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.18％、より好ましくは0.12％以上0.18％以下、さらに好ましくは0.14％以上0.18％以下である。

Si：0.3％以下
Siは、熱延後の冷却において、フェライト変態を促進し、フェライト変態開始温度を上昇させる作用を有し、炭化物の析出温度を上昇させて、炭化物を粗大に析出させる。また、Siは、熱延後の焼鈍等で、表面にSi酸化物を形成し、めっき処理に際して不めっき部分を生じるなど、めっき性を著しく阻害するという悪影響を及ぼす。このため、本発明では、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、熱間圧延後の冷却において、フェライト変態開始温度の低下に寄与する。これにより、炭化物の析出温度が低下し、炭化物を微細化できる。さらに、Mnは、固溶強化に加えて、フェライト粒を細粒化する作用を介して、鋼板の高強度化に寄与する。また、Mnは、有害な鋼中ＳをMnSとして固定し、無害化する作用も有する。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える多量の含有は、フェライト変態を抑制し、ベイナイトやマルテンサイトへの変態を促進するため、フェライト相における微細なＶ炭化物の形成が抑制される。このため、Mnは0.1〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.3％以上2.0％以下、より好ましくは0.5％以上、さらに好ましくは1.0％以上1.5％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る元素であり、さらに熱延後の冷却においてフェライト変態を促進し、フェライト変態開始温度を上昇させ、炭化物の析出温度を上昇させ、炭化物を粗大に析出させる。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.10％までは許容できる。このようなことから、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、熱間での延性を著しく低下させるため、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させ、さらに、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大な硫化物を形成して、延性、伸びフランジ性を低下させる。このようなことは、0.030％を超える含有で顕著となるため、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、熱延後の冷却においてフェライト変態を促進し、フェライト変態開始温度の上昇を介して炭化物の析出温度を上昇させ、炭化物を粗大に析出させる。また、0.10％を超える多量の含有は、アルミ酸化物の増加を招き、延性を低下させる。このため、Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.05％以下である。また、下限は特に限定する必要はないが、Alは脱酸剤として作用し、Alキルド鋼として0.01％以上含まれても問題ない。

Ｎ：0.010％以下
Ｎは、Ｖを含有する本発明においては、高温でＶと結合し、粗大なＶ窒化物を形成する。粗大なＶ窒化物は、強度増加にほとんど寄与しないため、Ｖ添加による高強度化の効果を減少させる。また、多量にＮを含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを生じ、表面疵を多発させる恐れがある。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。

Ｖ：0.20〜0.80％
Ｖは、Ｃと結合し、微細な炭化物を形成して、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、0.20％以上の含有を必要とする。一方、0.80％を超える多量の含有は、熱延後の冷却において、フェライト変態を促進し、フェライト変態開始温度の上昇を介して炭化物の析出温度を上昇させ、粗大な炭化物を析出させる。このため、Ｖは0.20〜0.80％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.25％以上0.60％以下、より好ましくは0.30％以上0.50％以下、さらに好ましくは0.35％以上である。

上記した成分が基本の成分であるが、これら基本の成分に加えてさらに、必要に応じて、選択元素として、次Ａ群〜Ｆ群のうちから選ばれた１群または２群以上を選択して含有できる。
Ａ群：Ti：0.005〜0.20％
Ａ群：Tiは、Ｖ、Ｃと微細な複合炭化物を形成し、高強度化に寄与する。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、0.20％を超える多量のTi含有は、高温で粗大な炭化物を形成する。このため、含有する場合には、Ａ群：Tiは0.005〜0.20％の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.05％以上0.15％以下、さらに好ましくは0.08％以上である。

Ｂ群：Nb：0.005〜0.50％、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
Ｂ群：Nb、Mo、Ta、Wはいずれも、微細析出物を形成し析出強化により、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には、それぞれ、Nb：0.005％以上、Mo：0.005％以上、Ta：0.005％以上、Ｗ：0.005％以上、含有することが好ましい。一方、Nb、Mo、Ta、Wをそれぞれ、0.50％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ず、経済的に不利となる。このため、含有する場合は、それぞれ、Nb：0.005〜0.50％、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％の範囲に限定することが好ましい。

Ｃ群：Ｂ：0.0002〜0.0050％、
Ｃ群：Ｂは、熱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て、炭化物の析出温度の低下を介して炭化物の微細化に寄与する。また、Ｂは、粒界に偏析して耐二次加工脆性を向上させる。このような効果を得るためには、0.0002％以上含有することが好ましい。一方、0.0050％を超えて含有すると、熱間での変形抵抗値が上昇し、熱間圧延が困難となる。このため、含有する場合には、Ｃ群：Ｂは0.0002〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005％以上0.0030％以下、さらに好ましくは0.0010％以上0.0020％以下である。

Ｄ群：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
Ｄ群：Cr、Ni、Cuはいずれも、組織の細粒化を介して高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上含有できる。このような効果を得るため、Cr：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Cu：0.01％以上、をそれぞれ含有することが好ましい。一方、Cr：1.0％、Ni：1.0％、Cu：1.0％をそれぞれ超えて、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いため、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。

Ｅ群：Sb：0.005〜0.050％、
Ｅ群：Sbは、熱間圧延時に表面に偏析して、鋼素材（スラブ）表面からの窒化を防止し、粗大な窒化物の形成を抑制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、0.005％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しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Sbは0.005〜0.050％の範囲に限定することが好ましい。

Ｆ群：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
Ｆ群：Ca、REMはいずれも、硫化物の形態を制御し、延性、伸びフランジ性を改善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、Ca：0.0005％以上、REM：0.0005％以上含有することが好ましい。一方、Ca：0.01％、REM：0.01％をそれぞれ超える多量含有は、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％の範囲に限定することが好ましい。

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、Oが挙げられるが、これら元素は合計で0.5％以下であれば、許容できる。
次に、本発明高強度薄鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明になる高強度薄鋼板は、面積率で95％以上のフェライト相を含み、該フェライト相中に粒径10nm未満の析出物が、1.0×10⁵個／μm³以上の数密度で、かつ析出物径の自然対数を取った値の標準偏差が1.5以下となる分布で分散析出した組織を有する。

フェライト相：面積率で95％以上
本発明高強度薄鋼板は、フェライト相を主相とする。ここでいう「主相」とは、面積率で95％以上である場合をいう。主相以外の第二相は、マルテンサイト相、ベイナイト相があるが、含まれる場合には、面積率で合計で５％以下とすることが好ましい。というのは、組織中に、第二相として、ベイナイト相やマルテンサイト相などの低温変態相が存在すると、変態歪により可動転位が導入され、降伏強さYPが低下するためである。なお、主相であるフェライト相の組織分率は、好ましくは面積率で98％以上、より好ましくは100％である。

本発明では、所望の高強度を確保するために、フェライト相中に、強度増加に大きく影響する、粒径：10nm未満の微細析出物を多量に分散析出させる。
粒径10nm未満の析出物の数密度：1.0×10⁵個／μm³以上
粗大な析出物は強度にほとんど影響しない。降伏強さYP：1000MPa以上の高強度を確保するために、微細な析出物を分散させる必要がある。本発明では、図２に示すように、粒径10nm未満の析出物の数密度を1.0×10⁵個／μm³以上とする（なお、粒径は析出物の最大径とする）。粒径10nm未満の析出物の数密度が1.0×10⁵個／μm³未満では、所望の高強度（降伏強さYP：1000MPa以上）を安定して確保できない。このため、本発明では、粒径10nm未満の析出物の数密度を1.0×10⁵個／μm³以上に限定した。なお、好ましくは2.0×10⁵個/μm³以上、より好ましくは3.0×10⁵個/μm³以上、さらに好ましくは4.0×10⁵個/μm³以上である。なお、析出物の粒径が小さいほど、高強度を確保しやすくなるため、析出物の粒径は、好ましくは5nm未満、さらに好ましくは3nm未満である。

粒径10nm未満の析出物について、析出物径の自然対数を取った値の標準偏差：1.5以下
粒径10nm未満の析出物について、析出物径の自然対数値の標準偏差が、1.5を超えて大きくなると、すなわち、微細な析出物の粒子径のばらつきが大きくなると、図３に示すよう口開き量が大きくなり、形状凍結性が低下する。そのため、本発明では、粒径10nm未満の析出物について、析出物径の自然対数値の標準偏差を1.5以下に限定した。なお、好ましくは1.0以下、より好ましくは0.5以下、さらに好ましくは0.3以下である。

なお、析出物径の自然対数値の標準偏差は、次（１）式で算出するものとする。
標準偏差σ＝√｛Σ_ｉ（lnｄ_ｍ−lnｄ_ｉ）^２｝／ｎ｝ ‥‥（１）
ここで、lnｄ_ｍ：平均析出物粒径（nm）の自然対数、
lnｄ_ｉ：各析出物の粒径（nm）の自然対数、
ｎ：データ数
粒径10nm未満の微細析出物について、析出物粒子径の自然対数の標準偏差が大きくなれば、すなわち、微細析出物粒子径のばらつきが大となれば、相対的に大きな析出物の存在比率も多くなり、そのため、大きな析出物周りに転位が集中しやすく、転位が相互作用を起こして転位の移動が妨げられ塑性変形が抑制され、変形が弾性変形による度合いが大きくなり、スプリングバックが生じやすく、形状不良が発生しやすくなると推察される。したがって、10nm未満の微細析出物のサイズ分布を小さくすることが、形状凍結性を向上させるために重要となる。

なお、本発明高強度薄鋼板は、上記した鋼板の表面に、めっき皮膜、あるいは化成処理皮膜を形成してもよい。めっきとしては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきなどが挙げられる。
つぎに、本発明高強度薄鋼板の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成の鋼素材（スラブ）を出発素材とする。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、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。

得られた鋼素材は、ついで熱延工程と、あるいはさらに焼鈍工程を施されて、所定の寸法形状の熱延鋼板とされる。
熱延工程では、鋼素材は、加熱することなくそのまま、あるいは一度冷却されて、温片や冷片となったものは再度、加熱され、ついで粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施され、その後、冷却されて、巻取り温度でコイル状に巻き取られる。

加熱温度：1100℃以上
鋼素材（スラブ等）は、炭化物形成元素を固溶するため、1100℃以上の高温に加熱される。これにより、炭化物形成元素は十分に固溶され、その後の熱間圧延の冷却中、あるいは巻き取られた後の冷却中に、微細な炭化物を析出させることができる。加熱温度が1100℃未満では、炭化物形成元素を十分に固溶させることができないため、微細な炭化物を分散させることができなくなる。なお、加熱温度は、1150℃以上とすることが好ましく、より好ましくは1220℃以上、さらに好ましくは1250℃以上である。なお、加熱温度の上限は、とくに規定する必要はないが、スケールが溶融し表面性状が低下するなど表面性状の観点から1350℃以下とすることが好ましい。より好ましくは1300℃以下である。また、加熱温度での保持時間は10 min以上とする。保持時間が10min未満では、炭化物形成元素が十分に固溶できない。なお、保持時間は、好ましくは30 min以上である。また、保持時間の上限はとくに限定する必要はないが、高温で過剰に長時間保持するとエネルギーコストが高騰するため、300 min以下とすることが好ましい。より好ましくは180 min以下、さらに好ましくは120min以下である。

加熱された鋼素材は、まず熱延工程で、粗圧延を施される。粗圧延の終了温度は1000℃以上とする。
粗圧延終了温度：1000℃以上
粗圧延の終了温度が1000℃未満の低温では、オーステナイトの結晶粒が小さくなるため、粗圧延終了から仕上圧延終了までの間に、結晶粒界が析出物の析出サイトとなり、粗大な炭化物の析出が促進される。このため、粗圧延終了温度は1000℃以上とした。なお、粗圧延終了温度は、好ましくは1050℃以上、さらに好ましくは1100℃以上である。

ついで仕上圧延を施される。仕上圧延は、1000℃以下の温度域での圧下率：96％以下、950℃以下の温度域での圧下率：80％以下で、仕上圧延終了温度：850℃以上とする圧延とする。
1000℃以下の温度域での圧下率：96％以下
1000℃以下の温度域での圧下率が96％を超えて大きくなると、オーステナイト（γ）粒の平均粒径は小さくなるが、その後の粒成長により粗大化しやすく、得られるγ粒の粒径分布は大きな粒径側となりやすい。そして圧延後の冷却において、大きなγ粒からのフェライト（α）変態は抑制され低温側で生じるため、微細な炭化物が析出し、小さな粒径の炭化物が多くなる。一方、小さなγ粒からのフェライト（α）変態はより高温側から生じるため、粗大な炭化物が析出しやすくなる。このようなことから、1000℃以下の温度域での圧下率が96％を超えて大きくなると、析出物のサイズ分布が大きくなりやすい。このようなことから、1000℃以下の温度域での圧下率は96％以下に限定した。なお、好ましくは90％以下、より好ましくは70％以下、さらに好ましくは50％以下である。

950℃以下の温度域での圧下率：80％以下
950℃以下の温度域での圧下率が80％を超えて大きくなると、未再結晶オーステナイト（γ）粒からのα変態が促進されやすい。仕上圧延終了後の冷却中に、高温で未再結晶γ粒がαに変態することにより、炭化物の析出温度が高くなり、炭化物（析出物）が大きくなる。このようなことから、析出物（炭化物）のサイズ分布が大きくなりやすい。このため、950℃以下の温度域での圧下率は80％以下に限定した。なお、好ましくは70％以下、より好ましくは50％以下、さらに好ましくは25％以下である。

仕上圧延終了温度：850℃以上
仕上圧延の終了温度が低温となるにしたがい、転位が蓄積されるため、圧延後の冷却時にα変態が促進され、炭化物析出温度が高くなり、炭化物（析出物）が大きく析出しやすくなる。また、仕上圧延終了温度がα域となると、歪誘起析出により粗大な炭化物が析出する。このようなことから、仕上圧延終了温度は850℃以上に限定した。なお、好ましくは880℃以上、より好ましくは920℃以上、さらに好ましくは940℃以上である。

仕上圧延（熱間圧延）終了後、鋼板は冷却を施され、所定の巻取温度でコイル状に巻き取られる。
炭化物の析出は、Ｖ量が多いほど影響が顕著となることから、本発明では冷却、巻取温度は、Ｖ含有量［Ｖ］に関連して、調整する。
熱間圧延終了後の冷却は、Ｖ含有量［Ｖ］に関連して、仕上圧延終了温度から750℃までの温度域を（30×［Ｖ］）℃／ｓ以上の平均冷却速度で、750℃から巻取温度までの温度域を平均で（10×［V］）℃／ｓ以上の冷却速度で行う。

仕上圧延終了温度から750℃までの温度域での平均冷却速度：（30×［Ｖ］）℃／ｓ以上
仕上圧延終了温度から750℃までの温度域における冷却速度が、（30×［Ｖ］）℃／ｓ未満と遅い場合には、フェライト変態が促進されるため、炭化物（析出物）の析出温度が高く炭化物が大きく析出しやすくなる。このようなことから、仕上圧延終了温度から750℃までの冷却を、Ｖ含有量［Ｖ］に関連して、平均冷却速度で（30×［Ｖ］）℃／ｓ以上に限定した。なお、好ましくは（50×［V］）℃／ｓ以上、より好ましくは（100×［V］）℃／ｓ以上、さらに好ましくは（150×［V］）℃／ｓ以上である。なお、仕上圧延終了温度から750℃までの冷却の平均冷却速度の上限はとくに限定する必要はないが、設備制約の観点から、（500×［V］）℃／ｓ以下とすることが好ましい。

750℃から巻取温度までの温度域での平均冷却速度：（10×［V］）℃／ｓ以上
750℃から巻取温度までの冷却速度が、平均で（10×［V］）℃／ｓ未満と小さいと、フェライト変態が徐々に進行するため、場所によって変態開始温度が異なることになり、炭化物の粒径が大きくばらつき、炭化物のサイズ分布が大きくなる。このようなことから、750℃から巻取温度までの平均冷却速度は（10×［V］）℃／ｓ以上に限定した。なお、好ましくは（20×［V］）℃／ｓ以上、より好ましく（30×［V］）℃／ｓ以上、さらに好ましくは（50×［V］）℃／ｓ以上である。750℃から巻取温度までの温度域での平均冷却速度の上限は、とくに限定する必要はないが、巻取温度の制御の容易さという観点から、1000℃／ｓ以下程度とすることが好ましい。なお、より好ましくは平均で300℃／ｓ以下である。

巻取温度：500〜（700−50×［V］）℃
巻取温度によって、生成する炭化物粒径が変化する。巻取温度が高いと、粗大な炭化物が析出しやすく、巻取温度が低くすぎると炭化物の析出が抑制され、ベイナイト、マルテンサイト等の低温変態相が生成する傾向が強くなる。このような傾向は、Ｖ含有量［Ｖ］に関連して顕著になるため、Ｖ含有量［Ｖ］に関連して、巻取温度を限定した。

巻取温度が500℃未満と低すぎると、炭化物の析出が抑制され、ベイナイト、マルテンサイト等の低温変態相が生成する。一方、巻取温度が（700−50×［V］）℃を超えて高温となると、炭化物が粗大となる。このようなことから、巻取温度は500℃〜（700−50×［V］）℃の範囲に限定した。なお、好ましくは530℃以上、（700−100×［V］）℃以下、より好ましくは（700−150×［V］）℃以下、さらに好ましくは（700−200×［V］）℃以下である。

上記した熱延工程後に、熱延板にさらに、酸洗とめっき焼鈍処理からなるめっき焼鈍工程を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。
めっき焼鈍処理は、Ｃ含有量［Ｃ］（質量％）に関連して、500℃から均熱温度までの温度域を平均加熱速度：（５×［Ｃ］）℃／ｓ以上で、均熱温度：（800−200×［Ｃ］）℃以下の温度まで加熱し、該均熱温度で均熱時間：1000ｓ以下保持したのち、平均冷却速度：１℃／ｓ以上でめっき浴温度まで冷却し、該めっき浴温度：420〜500℃である亜鉛めっき浴に浸漬する処理とする。なお、めっき焼鈍処理における炭化物の粒径変化は、Ｃ含有量［Ｃ］（質量％）の影響が顕著となることから、本発明ではめっき焼鈍処理における加熱速度、冷却速度、均熱温度は、Ｃ含有量［Ｃ］に関連して、調整することとした。

500℃から均熱温度までの平均加熱速度：（５×［Ｃ］）℃／ｓ以上
溶融亜鉛めっきを施す場合には、500℃から均熱温度までの加熱速度が、（５×［Ｃ］）℃／ｓ未満と遅いと、熱延工程で微細に析出した炭化物（析出物）が粗大化する。このため、500℃から均熱温度までの平均加熱速度は（５×［Ｃ］）℃／ｓ以上に限定した。なお、好ましくは（10×［Ｃ］）℃／ｓ以上である。また、加熱速度の上限はとくに限定しないが、加熱速度が大きくなるにしたがい、均熱温度の制御が難しくなるため、1000℃／ｓ以下程度とすることが好ましい。なお、好ましくは300℃／ｓ以下、より好ましくは100℃／ｓ以下、さらに好ましくは50℃／ｓ以下である。

均熱温度：（800−200×［C］）℃以下
均熱温度が高くなると、微細に析出している析出物（炭化物）が粗大化する。このような傾向はＣ含有量が多くなるほど顕著になるため、Ｃ含有量［Ｃ］に関連して、均熱温度は（800−200×［Ｃ］）℃以下に限定した。なお、好ましくは（800−300×［Ｃ］）℃以下、より好ましくは（800−400×［Ｃ］）℃以下である。また、均熱温度の下限はとくに限定しないが、亜鉛めっき浴に浸漬する関係から、亜鉛めっき浴温度である420〜500℃以上とすれば十分である。なお、皮膜の表面性状が要求される使途には、600℃以上とすることが好ましく、より好ましくは650℃以上である。

均熱時間：1000ｓ以下
焼鈍時の均熱時間が1000ｓを超えて長くなると、微細に析出している析出物（炭化物）が粗大化する。このため、均熱時間は1000ｓ以下に限定した。なお、好ましくは500ｓ以下、より好ましくは300ｓ以下、さらに好ましくは150ｓ以下である。なお、均熱保持時間の下限はとくに限定しないが、１ｓ以上保持すれば、所期の目的は達成できる。

上記した温度、時間で均熱した熱延板を、ついで亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき層を鋼板表面に形成する。
均熱温度から亜鉛めっき浴までの平均冷却速度：1℃／ｓ以上
均熱温度から亜鉛めっき浴までの冷却速度が1℃／ｓ未満と遅い場合には、微細に析出した析出物（炭化物）が粗大化する。このため、均熱温度から亜鉛めっき浴までの平均冷却速度を１℃／s以上に限定した、なお、好ましくは3℃／ｓ以上、より好ましくは5℃／ｓ以上、さらに好ましくは10℃／ｓ以上である。また、めっき浴までの冷却における平均冷却速度の上限はとくに限定しないが、設備制約の観点から、100℃／ｓ以下程度あれば十分である。

なお、めっき浴の温度、浸漬時間は、めっき厚等に応じて、適宜調整すればよい。
再加熱処理条件：460〜600℃で１ｓ以上保持
再加熱処理は、めっき皮膜のZnとFeの合金化のために行う。めっき皮膜の合金化のためには、460℃以上で保持する必要がある。一方、再加熱温度が600℃を超えて高くなると、合金化が進行しすぎてめっき皮膜が脆くなる。このようなことから、再加熱処理の温度は460〜600℃の範囲に限定した。なお、好ましくは570℃以下である。また、保持時間は１ｓ以上とする必要があるが、長時間保持すると析出物が粗大化するため、10ｓ以下程度保持すれば十分に目的を達成できる。なお、好ましくは５ｓ以下である。

なお、めっきは、上記した亜鉛以外に、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の複合めっきなどとしてもよい。
また、熱延工程後あるいはめっき焼鈍工程を施した後に、調質処理を施しても良い。
熱延工程後あるいはめっき焼鈍工程後に、鋼板に、軽加工を付与する調質処理を施すことにより、可動転位が増加し、形状凍結性を向上させることができる。このような目的のために、調質処理は、0.1％以上の板厚減少率で加工を付与する処理とすることが好ましい。なお、好ましくは板厚減少率は0.3％以上である。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、形状凍結性が低下する。このため、調質処理を行う場合には、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与する処理に限定することが好ましい。なお、好ましくは2.0％以下、さらに好ましくは1.0%以下である。また、加工は、圧延ロールによる加工、あるいは引張りによる加工、あるいは、圧延（冷間圧延）と引張りとの複合加工としてもよい。

以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。

表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材肉厚：250mm）とし、表２に示す条件の熱延工程、あるいはさらにめっき焼鈍工程を施し、表３に示す板厚の薄鋼板とした。
得られた薄鋼板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、形状凍結性評価試験を行った。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
得られた薄鋼板から、組織観察用試片を採取し、圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食して光学顕微鏡（倍率：500倍）で組織観察を行った。観察は、300×300μm²範囲の領域とし、組織の種類、およびその面積率を求めた。

また、得られた薄鋼板から、薄膜用試験片を採取し、研磨して薄膜試料としたのち、透過型電子顕微鏡（TEM）により、粒径10nm未満の析出物の数密度、およびそれぞれの析出物径を測定した。10nm未満析出物の数密度（個／μm^３）は、100×100nm²範囲の領域10箇所において10nm未満析出物の個数を数えるとともに、収束電子回折法により測定視野の膜厚を求めて、算出した。また、析出物の粒径は、同じ薄膜試料を用いて10nm未満の析出物500個について、その径diをそれぞれ測定し、それらを算術平均し平均粒径ｄ_ｍを求めるとともに、粒径ｄ_ｉの自然対数lnｄ_ｉを求め、それらの標準偏差σを算出した。なお、析出物は球形ではないことから、各析出物の粒径は、当該析出物の最大径とした。標準偏差σは次（１）式で算出した。
標準偏差σ＝√｛Σ_ｉ（lnｄ_ｍ−lnｄ_ｉ）^２｝／ｎ｝ ‥‥（１）
ここで、lnｄ_ｍ：平均析出物粒径（nm）の自然対数、
lnｄ_ｉ：各析出物の粒径（nm）の自然対数、
ｎ：データ数
（２）引張試験
得られた薄鋼板から、引張方向が圧延方向に直角な方向となるように、JIS５号引張試験片を切り出し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYP、引張強さTS、全伸びElを求めた。
（３）形状凍結性評価試験
得られた薄鋼板から、試験材（大きさ：80mm×360mm）を採取し、プレス成形して図１に示す形状のハット部材とした。なお、プレス成形時のしわ押さえ圧は20ton、ダイ肩Rは５mmとした。成形後、図１に示す要領で、口開き量を測定した。なお、一部の試験材では、試験材を表３に示すプレス成形温度まで加熱してプレス成形を行う、温間プレス成形とした。

得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、降伏強さYPが1000MPa以上で、かつハット型部材の口開き量が130mm以下と、形状凍結性に優れた高強度薄鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強さYPが1000MPa未満と低強度であるか、ハット型部材の口開き量が130mm超えで形状凍結性が低下しているかであり、高強度と形状凍結性とを兼備した高強度薄鋼板が得られていない。

なお、本発明薄鋼板を用いて部品をプレス成形する際には、500〜700℃程度に再加熱して成形する温間プレス成形も可能であることがわかる。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ：0.08〜0.20％、 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、 Ｖ：0.20〜0.80％
   を含み、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含み、粒径10nm未満の析出物が1.0×10⁵個／μm³以上の数密度で、かつ粒径10nm未満の析出物についての析出物粒径の自然対数値の標準偏差が1.5以下となる分布で分散析出した組織を有し、降伏強さ：1000MPa以上の高強度を有することを特徴とする形状凍結性に優れた高強度薄鋼板。
2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｆ群のうちから選ばれた１群または2群以上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。
   記
   Ａ群：Ti：0.005〜0.20％、
   Ｂ群：Nb：0.005〜0.50％、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、
   Ｃ群：Ｂ：0.0002〜0.0050％、
   Ｄ群：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、
   Ｅ群：Sb：0.005〜0.050％、
   Ｆ群：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
3. 鋼板表面にめっき層を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. 質量％で、
   Ｃ：0.08〜0.20％、 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、 Ｖ：0.20〜0.80％
   を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有る鋼素材に、加熱し粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却し、所定の巻取温度でコイル状に巻き取る熱延工程を施す高強度薄鋼板の製造方法において、
   前記加熱を、1100℃以上の温度で10min以上保持する処理とし、
   前記粗圧延を、粗圧延終了温度：1000℃以上とする圧延とし、
   前記仕上圧延を、1000℃以下の温度域での圧下率：96％以下、950℃以下の温度域での圧下率：80％以下で、仕上圧延終了温度：850℃以上とする圧延とし、
   該仕上圧延終了後の前記冷却を、仕上圧延終了温度から750℃までの温度域を、Ｖ含有量［Ｖ］（質量％）に関連して、平均冷却速度で（30×［Ｖ］）℃／ｓ以上で冷却し、750℃から巻取温度までの温度域を、Ｖ含有量［Ｖ］（質量％）に関連して、平均冷却速度で（10×［Ｖ］）℃／ｓ以上で冷却する処理とし、
   前記巻取温度を、Ｖ含有量［Ｖ］（質量％）に関連して、巻取温度：500℃以上（700−50×［Ｖ］）℃以下とする
   ことを特徴とする、面積率で95％以上のフェライト相を含み、粒径10nm未満の析出物が1.0×10 ⁵ 個／μm ³ 以上の数密度で、かつ粒径10nm未満の析出物についての析出物粒径の自然対数値の標準偏差が1.5以下となる分布で分散析出した組織を有し、降伏強さ：1000MPa以上の高強度を有する形状凍結性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
5. 前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｆ群
   Ａ群：Ti：0.005〜0.20％、
   Ｂ群：Nb：0.005〜0.50％、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、
   Ｃ群：Ｂ：0.0002〜0.0050％、
   Ｄ群：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、
   Ｅ群：Sb：0.005〜0.050％、
   Ｆ群：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
   のうちから選ばれた１群または2群以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
6. 前記熱延工程に引続き、前記熱延板に酸洗とめっき焼鈍処理からなるめっき焼鈍工程を施すに当たり、前記めっき焼鈍処理をＣ含有量［Ｃ］（質量％）に関連して、500℃から均熱温度までの温度域を平均加熱速度：（５×［Ｃ］）℃／ｓ以上で、均熱温度：（800−200×［Ｃ］）℃以下の温度まで加熱し、該均熱温度で均熱時間：1000ｓ以下保持したのち、平均冷却速度：１℃／ｓ以上でめっき浴温度まで冷却し、該めっき浴温度：420〜500℃である亜鉛めっき浴に浸漬する処理とすることを特徴とする請求項４または５に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
7. 前記焼鈍工程を施した後、さらに、加熱温度：460〜600℃の範囲の温度に再加熱し、該加熱温度で１ｓ以上保持する再加熱処理を施すことを特徴とする請求項６に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
8. 前記熱延工程後あるいは焼鈍工程後に、さらに、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与する調質処理を施すことを特徴とする請求項４ないし７のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。

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