JP7192818B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高強度鋼板に関し、特に、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びに加えて、優れた衝撃破壊抵抗を兼ね備え、トラックや乗用車のフレーム、サスペンション部品などの素材として好適である高強度鋼板に関する。また、本発明は、前記高強度鋼板の製造方法に関する。ここで、衝撃破壊抵抗に優れるとは、プレスノッチシャルピー試験を－４０℃で行なったときの衝撃値（吸収エネルギーを試験片ノッチ部の断面積で除した値）が８Ｊ／ｃｍ2以上であるこという。
温暖化抑制を目的とした自動車排ガス規制を背景に、自動車の軽量化が求められている。自動車の軽量化には、自動車部品の素材として使用される材料を高強度化することが有効であるため、高強度熱延鋼板の適用が年々増加している。特に、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板は、軽量化を通じて自動車の燃費を飛躍的に向上し得る素材として期待されている。
一方で、鋼板の引張強度を高めると延性が低下するため、該鋼板のプレス成形性が悪化する。自動車部品、特にサスペンション部品などの足回り部品は剛性確保のために複雑な形状とする必要があるため、自動車部品の素材には高いプレス成形性、すなわち延性が必要となる。
さらに、鋼板の引張強度を高めると靭性が低下するため、衝撃破壊抵抗が悪化する。衝撃破壊抵抗とは、サスペンション部品などに衝撃荷重が加わって脆性き裂が発生した場合に、その脆性き裂の伝播を停止させることができる性能である。この衝撃破壊抵抗が小さいと、衝突などの際に部品が脆性的に破壊・分離し、設計上想定していた部品強度が得られなくなる可能性がある。そのため、自動車部品などに用いる素材には衝撃破壊抵抗が必要となる。なお、この衝撃破壊抵抗は、機械加工でノッチを導入する通常のシャルピー試験では評価が難しい特性である。
これまでにも、鋼板の引張強度を高めつつ靭性とプレス成形性を向上させるための様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、所定の成分組成を有し、ミクロ組織が、主相として（１）焼き戻しマルテンサイトまたは（２）焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとを、体積分率で９０％以上含み、前記主相の平均アスペクト比が２以下である、熱延鋼板が提案されている。
また、特許文献２では、面積分率で４０～９０％のフェライトと、残部のベイナイトからなる二相組織を有し、鋼板の圧延面に平行で圧延方向と平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．５以下であり、フェライト粒の平均粒径が５．０μｍ以下かつフェライト粒径の標準偏差が２．０μｍ以下である、高強度熱延鋼板が提案されている。
特許文献３では、所定の成分組成を有し、パーライトの面積分率が５％以下、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率が０．５％以下、残部がフェライトおよび／またはベイナイトであるミクロ組織を有し、フェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下で、ＴｉおよびＮｂを含有する非整合析出した合金炭窒化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下であり、降伏比が０．８５以上、引張強度６００ＭＰａ以上の高降伏比熱延鋼板が提案されている。
しかし、特許文献１～３に記載されているような従来技術には、以下に述べる問題があった。
特許文献１で提案されている技術によれば、１１８０ＭＰａ級の高強度と低温靭性とを備える熱延鋼板が得られている。しかし、特許文献１では、一様伸びと衝撃破壊抵抗については考慮が払われていない。なお、特許文献１の実施例では「全伸び（Ｅｌ）」が測定されている。前記「全伸び」とは、引張試験において試験片が破断した時点における伸びを表す。しかし、実際には、破断が生じるよりも前の段階でネッキング（くびれ）が生じる。ネッキングが生じると板厚が局所的に薄くなるため、製品不良となる。そのため、優れたプレス成形性を実現するためには全伸びが高いだけでは十分とはいえない。
特許文献２では、均一伸び（一様伸び）が考慮されているものの、引張強度は高くとも８４７ＭＰａであり、特許文献２の技術では、優れたプレス成形性と、１１８０ＭＰａ以上の引張強度とを両立させることはできない。加えて、特許文献２では衝撃破壊抵抗については考慮されていない。
特許文献３で提案されている技術では、脆性き裂の発生を抑制するために衝撃エネルギー吸収特性を向上させているが、一旦脆化部より脆性き裂が発生してしまった後の、停止性能については検討がなされていない。加えて、特許文献３で得られている鋼板の引張強度は高くとも７００ＭＰａであり、１１８０ＭＰａ級の高強度は得られていない。また、特許文献３では全伸びを評価しているのみであり、一様伸びについては考慮されていない。
このように、強度、プレス成形性、および衝撃破壊抵抗を高い水準で兼ね備えた高強度鋼板を得るための技術は依然として確立されていのが実状であった。
本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びに加え、さらに衝撃破壊抵抗を兼ね備えた高強度鋼板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、１１８０ＭＰａ以上引張強度と、様々な降伏応力と一様伸びを有する鋼板の仮想的な応力－ひずみ曲線を作成し、前記応力－ひずみ曲線を用いてサスペンション部品のプレス成形シミュレーションを行なった。そして、前記シミュレーションの結果に基づいて、優れたプレス成形性を得るために必要な鋼板の特性を検討した。
その結果、引張強度１１８０ＭＰａ以上の鋼板では、一様伸びを６％以上確保すると、プレス成形時の減肉が最小限に抑えられ、プレス成形不良を抑制できることがわかった。
一般的に、１１８０ＭＰａ以上の高強度とするためには、鋼板のミクロ組織の主相として、硬度の高い組織である下部ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの少なくとも一方が用いられる。しかし、これらの組織は一様伸びに劣る。そこで、本発明者らは、鋼板の一様伸びを上げるべく、最適な鋼板組織の検討を行なった。
その結果、主相が上部ベイナイトであり、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトとの両方を適正量含有するミクロ組織とすることにより、１１８０ＭＰａ以上の高強度と６％以上の一様伸びを両立できることを明らかにした。
さらに、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトとの両方を適正量含有するミクロ組織を得るためには、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒをバランスよく添加する必要があることも明らかにした。
なお、ここでいう上部ベイナイトとは、方位差が１５°未満のラス状フェライトの集合体であり、ラス状フェライト間にＦｅ系炭化物および／または残留オーステナイトを有する組織（ただし、ラス状フェライト間にＦｅ系炭化物および／または残留オーステナイトを有しない場合も含む）を意味する。ラス状フェライトは、パーライト中のラメラ状（層状）フェライトやポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状でかつ内部に比較的高い転位密度を有するため、両者はＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）やＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて区別可能である。なお、ラス間に残留オーステナイトを有する場合は、ラス状フェライト部のみを上部ベイナイトとみなし、残留オーステナイトとは区別する。また、フレッシュマルテンサイトとは、Ｆｅ系炭化物を有しないマルテンサイトである。フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトは、ＳＥＭでは同様のコントラストを有するが、電子線反射回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ：ＥＢＳＤ）法を用いて区別可能である。
次に、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びを有する鋼板の衝撃破壊抵抗について検討を行なった。具体的には、製造方法の異なる引張強度１１８０ＭＰａ以上、一様伸び６％以上の鋼板を用いて、アーク溶接部を配したサンプルを作製し、前記サンプルに－４０℃で１／ｓのひずみ速度の衝撃荷重を与えて衝撃破壊特性を調べた。
その結果、アーク溶接の脆化部から脆性き裂が発生し、それが鋼板全体を貫通して分離してしまったサンプルと、脆性き裂が少し進展した後で停止し分離に至らなかったサンプルが存在した。分離に至らなかったサンプルについて、その破壊形態を詳細に調べたところ、脆性き裂が延性き裂に遷移することで脆性き裂が停止し、脆性き裂の伝播が抑制されたことがわかった。
続いて、分離したサンプルと分離しなかったサンプルの母材部について、プレスノッチシャルピー特性を調べた。その結果、脆性き裂が鋼板全体を伝播して分離が生じたサンプルの－４０℃におけるプレスノッチシャルピー試験の衝撃値は８Ｊ／ｃｍ2未満であった。これに対して、脆性き裂が停止した、すなわち衝撃破壊抵抗を示したサンプルの衝撃値は８Ｊ／ｃｍ2以上であった。そして、さらなる検討の結果、前記衝撃値は、熱間圧延工程における仕上圧延終了温度に依存することが分かった。
ここで、プレスノッチシャルピー試験とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４２で用いるシャルピー試験片に設けるＶノッチを、機械加工ではなく、プレス加工で導入した試験片（プレスノッチ試験片）を用いて行なうシャルピー試験である。プレスノッチ試験片では、プレス加工によりノッチ底に大きな塑性ひずみが導入されている。したがって、プレスノッチシャルピー試験では、ノッチ底より発生した脆性き裂が延性き裂に遷移するか否かが評価される。上述したプレスノッチシャルピー試験においては、衝撃値が８Ｊ／ｃｍ2以上となった試験片に延性破面が観察された。
本発明は、以上の知見をもとにさらに検討を加えてなされたものであり、以下を要旨とする。
１．質量％で、
Ｃ ：０．１０～０．２０％、
Ｓｉ：０．７～１．４％、
Ｍｎ：２．３～４．０％、
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１～２．０％、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ｏ ：０．０１％以下、および
Ｂ ：０.０００５～０．０１０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記（１）式で定義されるＭＳＣが３．０～４．２質量％である成分組成を有し、
主相としての、面積分率で７０％以上の上部ベイナイトと、
合計面積分率で７～３０％のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトとを含み、かつ、
前記残留オーステナイトの面積分率が２％以上であるミクロ組織を有し、
一様伸びが６％以上、引張強度が１１８０ＭＰａ以上、かつプレスノッチシャルピー試験における－４０℃での衝撃値が８Ｊ／ｃｍ2以上である機械的特性を有する、高強度鋼板。
ＭＳＣ（質量％）＝Ｍｎ＋０．２×Ｓｉ＋１．７×Ｃｒ＋２．５×Ｍｏ…（１）
ここで、上記（１）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
Ｃ ：０．１０～０．２０％、
Ｓｉ：０．７～１．４％、
Ｍｎ：２．３～４．０％、
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１～２．０％、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ｏ ：０．０１％以下、および
Ｂ ：０.０００５～０．０１０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記（１）式で定義されるＭＳＣが３．０～４．２質量％である成分組成を有し、
主相としての、面積分率で７０％以上の上部ベイナイトと、
合計面積分率で７～３０％のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトとを含み、かつ、
前記残留オーステナイトの面積分率が２％以上であるミクロ組織を有し、
一様伸びが６％以上、引張強度が１１８０ＭＰａ以上、かつプレスノッチシャルピー試験における－４０℃での衝撃値が８Ｊ／ｃｍ2以上である機械的特性を有する、高強度鋼板。
ＭＳＣ（質量％）＝Ｍｎ＋０．２×Ｓｉ＋１．７×Ｃｒ＋２．５×Ｍｏ…（１）
ここで、上記（１）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．０％以下、および
Ｍｏ：１．０％以下、
の一方または両方を含有する、上記１に記載の高強度鋼板。
Ｃｒ：１．０％以下、および
Ｍｏ：１．０％以下、
の一方または両方を含有する、上記１に記載の高強度鋼板。
３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｔｉ：０．３％以下、
Ｎｂ：０．３％以下、および
Ｖ ：０．３％以下
からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、上記１または２に記載の高強度鋼板。
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｔｉ：０．３％以下、
Ｎｂ：０．３％以下、および
Ｖ ：０．３％以下
からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、上記１または２に記載の高強度鋼板。
４．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．００５～０．０２０％
を含有する、上記１～３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
Ｓｂ：０．００５～０．０２０％
を含有する、上記１～３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
５．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、および
ＲＥＭ：０．０１％以下
からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、上記１～４のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、および
ＲＥＭ：０．０１％以下
からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、上記１～４のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
６．上記１～５のいずれか一項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を１１５０℃以上の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼素材を、仕上圧延終了温度：ＩＣ以上、ＲＣ以下の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２．０ｓ以内、平均冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で冷却し、
前記冷却後の熱延鋼板を、巻取り温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で巻取り、
２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却し、
前記ＩＣは下記（２）式で定義され、前記ＲＣは下記（３）式で定義され、前記Ｔｒｓは下記（４）式で定義される、高強度鋼板の製造方法。
IC(℃) = 1000 - 250×C - 80×Mn - 15×Cr …（２）
RC(℃) = 830 + 100×C + 100×N + 10×Mn + 700×Ti + 5000×B + 10×Cr + 50×Mo + 2000×Nb + 150×V …（３）
Trs(℃) = 500 - 450×C - 35×Mn - 15×Cr - 10×Ni - 20×Mo …（４）
ここで、上記（２）～（４）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
前記成分組成を有する鋼素材を１１５０℃以上の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼素材を、仕上圧延終了温度：ＩＣ以上、ＲＣ以下の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２．０ｓ以内、平均冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で冷却し、
前記冷却後の熱延鋼板を、巻取り温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で巻取り、
２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却し、
前記ＩＣは下記（２）式で定義され、前記ＲＣは下記（３）式で定義され、前記Ｔｒｓは下記（４）式で定義される、高強度鋼板の製造方法。
IC(℃) = 1000 - 250×C - 80×Mn - 15×Cr …（２）
RC(℃) = 830 + 100×C + 100×N + 10×Mn + 700×Ti + 5000×B + 10×Cr + 50×Mo + 2000×Nb + 150×V …（３）
Trs(℃) = 500 - 450×C - 35×Mn - 15×Cr - 10×Ni - 20×Mo …（４）
ここで、上記（２）～（４）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
本発明によれば、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びとを兼ね備えた高強度鋼板を得ることができる。本発明の高強度鋼板は、引張強度が高いにもかかわらず、プレス成形性に優れており、ネッキングや割れ等の成形不良を生じることなくプレス成形することができる。また、本発明の高強度鋼板をトラックや乗用車の部材に適用した場合、安全性を確保しつつ自動車車体の重量軽減が可能となり、環境負荷低減に寄与できる。
以下、本発明について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態の例を示すものであって、本発明はこれに限定されない。
［成分組成］
はじめに、本発明の高強度鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、本明細書において、含有量の単位としての「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
はじめに、本発明の高強度鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、本明細書において、含有量の単位としての「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．１０～０．２０％
Ｃは、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。Ｃは、焼入れ性を向上させることによってベイナイトの生成を促進し、高強度化に寄与する。また、Ｃは、マルテンサイトの強度を高めることによっても高強度化に寄与する。１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、Ｃ含有量を０．１０％以上とする必要がある。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、マルテンサイトの強度が過度に上昇し、主相としての上部ベイナイトとフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトとの強度差が大きくなり、その結果、一様伸びが低下する。そのため、Ｃ含有量は０．２０％以下、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１７％以下とする。
Ｃは、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。Ｃは、焼入れ性を向上させることによってベイナイトの生成を促進し、高強度化に寄与する。また、Ｃは、マルテンサイトの強度を高めることによっても高強度化に寄与する。１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、Ｃ含有量を０．１０％以上とする必要がある。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、マルテンサイトの強度が過度に上昇し、主相としての上部ベイナイトとフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトとの強度差が大きくなり、その結果、一様伸びが低下する。そのため、Ｃ含有量は０．２０％以下、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１７％以下とする。
Ｓｉ：０．７～１．４％
Ｓｉは、Ｆｅ系炭化物の形成を抑制する作用を有し、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより未変態オーステナイトにＣが分配され、巻取後の冷却で、未変態オーステナイトがフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなり、所望のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトを得ることができる。これらの効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．７％以上とする必要がある。そのため、Ｓｉ含有量を０．７％以上、好ましくは０．８％以上とする。一方、Ｓｉは、熱間圧延中に鋼板表面にサブスケールを形成する元素である。Ｓｉ含有量が１．４％を超えるとサブスケールが厚くなり過ぎてしまい、デスケーリング後の鋼板表面の表面粗さが過大となり、熱延鋼板の塗装前処理性が悪化する。したがって、Ｓｉ含有量は１.４％以下、好ましくは１．３％以下、より好ましくは１．２％以下とする。
Ｓｉは、Ｆｅ系炭化物の形成を抑制する作用を有し、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより未変態オーステナイトにＣが分配され、巻取後の冷却で、未変態オーステナイトがフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなり、所望のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトを得ることができる。これらの効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．７％以上とする必要がある。そのため、Ｓｉ含有量を０．７％以上、好ましくは０．８％以上とする。一方、Ｓｉは、熱間圧延中に鋼板表面にサブスケールを形成する元素である。Ｓｉ含有量が１．４％を超えるとサブスケールが厚くなり過ぎてしまい、デスケーリング後の鋼板表面の表面粗さが過大となり、熱延鋼板の塗装前処理性が悪化する。したがって、Ｓｉ含有量は１.４％以下、好ましくは１．３％以下、より好ましくは１．２％以下とする。
Ｍｎ：２．３～４．０％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量を２．３％以上とする必要がある。そのため、Ｍｎ含有量を２．３％以上、好ましくは２．４％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが過剰に生成し、一様伸びが低下する。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下。好ましくは３．６％以下、より好ましくは３．２％以下とする。
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量を２．３％以上とする必要がある。そのため、Ｍｎ含有量を２．３％以上、好ましくは２．４％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが過剰に生成し、一様伸びが低下する。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下。好ましくは３．６％以下、より好ましくは３．２％以下とする。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。しかし、Ｐは、熱間圧延時のオーステナイト粒界に偏析することで、熱間圧延時のスラブ割れを発生させる元素でもある。また、粒界に偏析して一様伸びを低下させる。このため、Ｐ含有量を極力低くすることが好ましいが、０．１０％までのＰの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。
Ｐは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。しかし、Ｐは、熱間圧延時のオーステナイト粒界に偏析することで、熱間圧延時のスラブ割れを発生させる元素でもある。また、粒界に偏析して一様伸びを低下させる。このため、Ｐ含有量を極力低くすることが好ましいが、０．１０％までのＰの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、ＴｉやＭｎと結合して粗大な硫化物を形成し、これがボイドの発生を早めることで一様伸びが低下する。そのため、Ｓ含有量は極力低くすることが好ましいが、０．０３％までのＳの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量を０．０３％以下とする。
Ｓは、ＴｉやＭｎと結合して粗大な硫化物を形成し、これがボイドの発生を早めることで一様伸びが低下する。そのため、Ｓ含有量は極力低くすることが好ましいが、０．０３％までのＳの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量を０．０３％以下とする。
Ａｌ：０．００１～２．０％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満ではその効果が十分ではないため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。また、Ａｌは、Ｓｉと同様に、Ｆｅ系炭化物の形成を抑制する効果があり、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより、巻取り後の冷却でのフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に寄与する。一方、Ａｌの過剰な添加は、酸化物系介在物の増加を招き、一様伸びを低下させる。したがって、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満ではその効果が十分ではないため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。また、Ａｌは、Ｓｉと同様に、Ｆｅ系炭化物の形成を抑制する効果があり、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより、巻取り後の冷却でのフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に寄与する。一方、Ａｌの過剰な添加は、酸化物系介在物の増加を招き、一様伸びを低下させる。したがって、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として析出し、一般に結晶粒微細化に寄与する。しかし、Ｎは高温でＴｉと結合して粗大な窒化物を形成するため、０．０１％超の含有は一様伸び低下の原因になる。このため、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。
Ｎは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として析出し、一般に結晶粒微細化に寄与する。しかし、Ｎは高温でＴｉと結合して粗大な窒化物を形成するため、０．０１％超の含有は一様伸び低下の原因になる。このため、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。
Ｂ：０．０００５～０．０１０％
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することで、上部ベイナイトの生成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する元素である。これらの効果を発現させるためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。そのため、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると、上記した効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量を０．０１０％以下とする。
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することで、上部ベイナイトの生成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する元素である。これらの効果を発現させるためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。そのため、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると、上記した効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量を０．０１０％以下とする。
本発明の一実施形態における高強度鋼板は、上記元素を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することができる。
なお、前記不可避的不純物としては、例えば、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｎ、およびＷが挙げられる。前記成分組成がＺｒ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｎ、およびＷからなる群より選択される少なくとも１つを不可避的不純物として含有する場合、これらの元素の合計含有量を０．５％以下とすることが好ましい。
また、本発明の他の実施形態における高強度鋼板の成分組成は、さらに以下に挙げる元素の少なくとも１つを任意に含有することができる。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは炭化物形成元素であり、熱延鋼板巻取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイトと未変態オーステナイトとの間の界面に偏析してベイナイト変態の駆動力を低下させ、上部ベイナイト変態を停留させる効果を有する。上部ベイナイトへの変態が停留することで残存した未変態オーステナイトは、巻取り後の冷却によりフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｃｒを添加した場合、Ｃｒも所望の面積分率のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの形成に寄与する。しかし、Ｃｒは耐食性や塗装前処理性を悪化させる元素であるため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．０％以下とする。
Ｃｒは炭化物形成元素であり、熱延鋼板巻取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイトと未変態オーステナイトとの間の界面に偏析してベイナイト変態の駆動力を低下させ、上部ベイナイト変態を停留させる効果を有する。上部ベイナイトへの変態が停留することで残存した未変態オーステナイトは、巻取り後の冷却によりフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｃｒを添加した場合、Ｃｒも所望の面積分率のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの形成に寄与する。しかし、Ｃｒは耐食性や塗装前処理性を悪化させる元素であるため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．０％以下とする。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。また、Ｍｏは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、熱延鋼板巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、巻取り冷却後のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの生成に寄与する。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが過度に生成して一様伸びを悪化させる。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。
Ｍｏは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。また、Ｍｏは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、熱延鋼板巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、巻取り冷却後のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの生成に寄与する。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが過度に生成して一様伸びを悪化させる。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。
また、本発明の他の実施形態における高強度鋼板の成分組成は、さらに以下に挙げる元素の少なくとも１つを任意に含有することができる。
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｃｕは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、熱延鋼板の表面性状の低下を招き、熱延鋼板の疲労特性を劣化させる。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を２．０％以下とする。
Ｃｕは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｃｕは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、熱延鋼板の表面性状の低下を招き、熱延鋼板の疲労特性を劣化させる。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を２．０％以下とする。
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｎｉは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが過度に増加して、熱延鋼板の延性を劣化させる。したがって、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を２．０％以下とする。
Ｎｉは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｎｉは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが過度に増加して、熱延鋼板の延性を劣化させる。したがって、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を２．０％以下とする。
Ｔｉ：０．３％以下
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。Ｔｉは、オーステナイトの高温域で窒化物を形成する。これにより、ＢＮの析出が抑制され、Ｂが固溶状態になる。したがって、Ｔｉを添加した場合、Ｔｉも上部ベイナイトの生成に必要な焼入れ性の確保に寄与し、強度が向上する。しかし、Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、Ｔｉ窒化物が多量に生成し、一様伸びを低下させる。したがって、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．３％以下とする。
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。Ｔｉは、オーステナイトの高温域で窒化物を形成する。これにより、ＢＮの析出が抑制され、Ｂが固溶状態になる。したがって、Ｔｉを添加した場合、Ｔｉも上部ベイナイトの生成に必要な焼入れ性の確保に寄与し、強度が向上する。しかし、Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、Ｔｉ窒化物が多量に生成し、一様伸びを低下させる。したがって、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．３％以下とする。
Ｎｂ：０．３％以下
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｎｂは、Ｔｉと同様に、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能とし、上部ベイナイトの粒径微細化とフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率の増加に寄与する。また、Ｎｂは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、熱延鋼板巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる効果を有する元素である。未変態オーステナイトは、その後冷却されることでフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｎｂを添加した場合、Ｎｂも所望の面積分率のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの形成に寄与する。しかし、Ｎｂ含有量が０．３％を超えるとフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが過度に増加し、一様伸びが低下する。したがって、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．３％以下とする。
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｎｂは、Ｔｉと同様に、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能とし、上部ベイナイトの粒径微細化とフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率の増加に寄与する。また、Ｎｂは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、熱延鋼板巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる効果を有する元素である。未変態オーステナイトは、その後冷却されることでフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｎｂを添加した場合、Ｎｂも所望の面積分率のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの形成に寄与する。しかし、Ｎｂ含有量が０．３％を超えるとフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが過度に増加し、一様伸びが低下する。したがって、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．３％以下とする。
Ｖ：０．３％以下
Ｖは、析出強化および固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｖは、Ｔｉと同様に、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能とし、上部ベイナイトの粒径微細化に寄与する。また、Ｖは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、熱延鋼板巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる効果を有する元素である。未変態オーステナイトは、その後冷却されることでフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｖを添加した場合、Ｖも所望の面積分率のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの形成に寄与する。しかし、Ｖ含有量が０．３％を超えるとフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが過度に増加し、一様伸びが低下する。したがって、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．３％以下とする。
Ｖは、析出強化および固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｖは、Ｔｉと同様に、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能とし、上部ベイナイトの粒径微細化に寄与する。また、Ｖは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、熱延鋼板巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる効果を有する元素である。未変態オーステナイトは、その後冷却されることでフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｖを添加した場合、Ｖも所望の面積分率のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの形成に寄与する。しかし、Ｖ含有量が０．３％を超えるとフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが過度に増加し、一様伸びが低下する。したがって、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．３％以下とする。
また、本発明の他の実施形態における高強度鋼板の成分組成は、さらに以下に挙げる元素を任意に含有することができる。
Ｓｂ：０．００５～０．０２０％
Ｓｂは、鋼素材（スラブ）を加熱する際に前記鋼素材表面の窒化を抑制する効果を有する元素である。Ｓｂを添加することにより、鋼素材の表層部におけるＢＮの析出を抑制することができる。その結果残存する固溶Ｂはベイナイトの生成に必要な焼入れ性の確保と、それによる鋼板の強度向上に寄与する。Ｓｂを添加する場合、前記効果を得るためにＳｂ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｓｂ含有量が０．０２０％を超えると、鋼の靭性が低下し、スラブ割れおよび熱間圧延割れを引き起こす場合がある。したがって、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を０．０２０％以下とする。
Ｓｂは、鋼素材（スラブ）を加熱する際に前記鋼素材表面の窒化を抑制する効果を有する元素である。Ｓｂを添加することにより、鋼素材の表層部におけるＢＮの析出を抑制することができる。その結果残存する固溶Ｂはベイナイトの生成に必要な焼入れ性の確保と、それによる鋼板の強度向上に寄与する。Ｓｂを添加する場合、前記効果を得るためにＳｂ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｓｂ含有量が０．０２０％を超えると、鋼の靭性が低下し、スラブ割れおよび熱間圧延割れを引き起こす場合がある。したがって、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を０．０２０％以下とする。
また、本発明の他の実施形態における高強度鋼板の成分組成は、さらに以下に挙げる元素の少なくとも１つを任意に含有することができる。以下に挙げる元素は、プレス成形性等の特性のさらなる向上に寄与する。
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。しかし、Ｃａ含有量が０．０１％を超えると、Ｃａ系介在物が増加して鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０１％以下とする。
Ｃａは、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。しかし、Ｃａ含有量が０．０１％を超えると、Ｃａ系介在物が増加して鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０１％以下とする。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０１％以下とする。
Ｍｇは、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０１％以下とする。
ＲＥＭ：０．０１％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０１％を超えると、鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１％以下とする。
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０１％を超えると、鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１％以下とする。
ＭＳＣ：３．０～４．２質量％
１１８０ＭＰａ以上の高強度を維持しつつ、高い一様伸びを得るためには、後述するように、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率を適正範囲内に制御する必要がある。フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率の制御には、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ（添加する場合）、およびＭｏ（添加する場合）の添加バランスが重要であり、具体的には、下記（１）式で定義されるＭＳＣ値を３．０～４．２質量％とする必要がある。１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板において、ＭＳＣ値が前記範囲から外れると、６％以上の一様伸びを得ることができない。ＭＳＣは、３．１質量％以上とすることが好ましい。また、ＭＳＣは３．７質量％以下とすることが好ましく、３．５質量％以下とすることがより好ましい。
ＭＳＣ（質量％）＝Ｍｎ＋０．２×Ｓｉ＋１．７×Ｃｒ＋２．５×Ｍｏ…（１）
ここで、上記（１）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
１１８０ＭＰａ以上の高強度を維持しつつ、高い一様伸びを得るためには、後述するように、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率を適正範囲内に制御する必要がある。フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率の制御には、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ（添加する場合）、およびＭｏ（添加する場合）の添加バランスが重要であり、具体的には、下記（１）式で定義されるＭＳＣ値を３．０～４．２質量％とする必要がある。１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板において、ＭＳＣ値が前記範囲から外れると、６％以上の一様伸びを得ることができない。ＭＳＣは、３．１質量％以上とすることが好ましい。また、ＭＳＣは３．７質量％以下とすることが好ましく、３．５質量％以下とすることがより好ましい。
ＭＳＣ（質量％）＝Ｍｎ＋０．２×Ｓｉ＋１．７×Ｃｒ＋２．５×Ｍｏ…（１）
ここで、上記（１）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
［ミクロ組織］
次に、本発明の高強度鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
次に、本発明の高強度鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
本発明の高強度鋼板は、（１）主相としての、面積分率で７０％以上の上部ベイナイトと、（２）合計面積分率で７～３０％のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトとを含むミクロ組織を有する。そして、前記残留オーステナイトの面積分率は２％以上である。なお、本明細書において、ミクロ組織の割合を表す「％」は、特に断らない限り面積分率を意味するものとする。
上部ベイナイト：７０％以上
本発明の高強度鋼板のミクロ組織は、上部ベイナイトを主相として含む。上部ベイナイトの面積分率が７０％未満であると、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びを実現することができない。そのため、上部ベイナイトの面積分率を７０％以上、好ましくは８０％以上とする。
本発明の高強度鋼板のミクロ組織は、上部ベイナイトを主相として含む。上部ベイナイトの面積分率が７０％未満であると、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びを実現することができない。そのため、上部ベイナイトの面積分率を７０％以上、好ましくは８０％以上とする。
フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト：７～３０％
本発明の高強度鋼板のミクロ組織は、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含む。フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率が７％未満であると、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びを実現することができない。そのため、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率を７％以上とする。一方、前記合計面積分率が３０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトと主相との界面で生成するボイドの合体成長が促進され、一様伸びが低下する。そのため、前記合計面積分率は３０％以下、好ましくは２０％以下、より好ましくは１６％以下とする。
本発明の高強度鋼板のミクロ組織は、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含む。フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率が７％未満であると、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びを実現することができない。そのため、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率を７％以上とする。一方、前記合計面積分率が３０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトと主相との界面で生成するボイドの合体成長が促進され、一様伸びが低下する。そのため、前記合計面積分率は３０％以下、好ましくは２０％以下、より好ましくは１６％以下とする。
残留オーステナイト：２％以上
フレッシュマルテンサイトは、加工硬化を促進して塑性不安定（plastic instability）の開始を遅らせることにより一様伸びを向上させる効果を有している。しかし、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において６％以上の一様伸びを得るには、フレッシュマルテンサイトのみでは不十分であり、残留オーステナイトを２％以上含有させることが必要となる。そのため、残留オーステナイトの面積分率を２％以上とする。
フレッシュマルテンサイトは、加工硬化を促進して塑性不安定（plastic instability）の開始を遅らせることにより一様伸びを向上させる効果を有している。しかし、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において６％以上の一様伸びを得るには、フレッシュマルテンサイトのみでは不十分であり、残留オーステナイトを２％以上含有させることが必要となる。そのため、残留オーステナイトの面積分率を２％以上とする。
すなわち、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びは、フレッシュマルテンサイトの加工硬化向上能と、残留オーステナイトの加工誘起変態（ＴＲＩＰ）効果によるひずみ分散能を組み合わせることによってはじめて達成することができる。
上記ミクロ組織は、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、および残留オーステナイト以外の任意の組織（以下、「その他の組織」という）をさらに含有することができる。しかし、ミクロ組織制御の効果を高めるという観点からは、前記その他の組織の合計面積分率を３％以下とすることが好ましい。言い換えると、上記ミクロ組織における上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、および残留オーステナイトの合計面積分率を９７％以上とすることが好ましい。前記その他の組織としては、例えば、セメンタイト、パーライト、焼き戻しマルテンサイト、および下部ベイナイトなどが挙げられる。
［機械的特性］
一様伸び：６％以上
引張強度：１１８０ＭＰａ以上
上述したように、本発明の高強度鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びを兼ね備えている。そのため、本発明の高強度鋼板は、引張強度が高いにもかかわらず、プレス成形性に優れており、ネッキングや割れ等の成形不良を生じることなくプレス成形することができる。
一様伸び：６％以上
引張強度：１１８０ＭＰａ以上
上述したように、本発明の高強度鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びを兼ね備えている。そのため、本発明の高強度鋼板は、引張強度が高いにもかかわらず、プレス成形性に優れており、ネッキングや割れ等の成形不良を生じることなくプレス成形することができる。
衝撃値：８Ｊ／ｃｍ2以上
さらに、本発明の高強度鋼板は、プレスノッチシャルピー試験における－４０℃での衝撃値が８Ｊ／ｃｍ2以上である。そのため、本発明の高強度鋼板は、優れた衝撃破壊抵抗を有し、自動車部品などの素材として極めて好適に用いることができる。
さらに、本発明の高強度鋼板は、プレスノッチシャルピー試験における－４０℃での衝撃値が８Ｊ／ｃｍ2以上である。そのため、本発明の高強度鋼板は、優れた衝撃破壊抵抗を有し、自動車部品などの素材として極めて好適に用いることができる。
［製造方法］
次に、本発明の一実施形態における高強度鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明における温度は、とくに断らない限り、対象物（鋼素材または鋼板）の表面温度を表すものとする。
次に、本発明の一実施形態における高強度鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明における温度は、とくに断らない限り、対象物（鋼素材または鋼板）の表面温度を表すものとする。
本発明の高強度鋼板は、鋼素材に対して、下記（１）～（５）の処理を順次施すことにより製造することができる。以下、各工程について説明する。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却（第１の冷却）
（４）巻取り
（５）冷却（第２の冷却）
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却（第１の冷却）
（４）巻取り
（５）冷却（第２の冷却）
（鋼素材）
上記鋼素材としては、上述した成分組成を有するものであれば任意のものを用いることができる。最終的に得られる厚鋼板の成分組成は、使用した鋼素材の成分組成と同じである。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
上記鋼素材としては、上述した成分組成を有するものであれば任意のものを用いることができる。最終的に得られる厚鋼板の成分組成は、使用した鋼素材の成分組成と同じである。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
前記鋼素材の製造方法は、特に限定されない。例えば、上記成分組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造等の鋳造方法で鋼素材を得ることができる。造塊－分塊圧延方法など、連続鋳造法以外の方法を用いることもできる。また、原料としてスクラップを使用しても構わない。前記鋼素材は、連続鋳造法などの方法によって製造された後、直接、次の加熱工程に供してもよく、また、冷却して温片または冷片となった鋼素材を加熱工程に供してもよい。
（加熱）
加熱温度：１１５０℃以上
まず、前記鋼素材を、１１５０℃以上の加熱温度に加熱する。通常、鋼素材中では、Ｔｉなどの炭窒化物形成元素のほとんどが、粗大な炭窒化物として存在している。この粗大で不均一な析出物の存在は、一般的にトラック用、乗用車用部品向けの高強度鋼板に求められる諸特性（例えば、耐せん断端面割れ性、曲げ加工性、バーリング加工性など）の悪化を招く。そのため、熱間圧延に先だって鋼素材を加熱し、粗大な析出物を固溶する必要がある。具体的には、粗大な析出物を十分に固溶させるためには、鋼素材の加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。一方、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎるとスラブ疵の発生やスケールオフによる歩留まり低下を招く。そのため、歩留まりの向上という観点からは、鋼素材の加熱温度を１３５０℃以下とすることが好ましい。鋼素材の加熱温度は、より好ましくは１１８０℃以上１３００℃以下であり、さらに好ましくは１２００℃以上１２８０℃以下である。
加熱温度：１１５０℃以上
まず、前記鋼素材を、１１５０℃以上の加熱温度に加熱する。通常、鋼素材中では、Ｔｉなどの炭窒化物形成元素のほとんどが、粗大な炭窒化物として存在している。この粗大で不均一な析出物の存在は、一般的にトラック用、乗用車用部品向けの高強度鋼板に求められる諸特性（例えば、耐せん断端面割れ性、曲げ加工性、バーリング加工性など）の悪化を招く。そのため、熱間圧延に先だって鋼素材を加熱し、粗大な析出物を固溶する必要がある。具体的には、粗大な析出物を十分に固溶させるためには、鋼素材の加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。一方、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎるとスラブ疵の発生やスケールオフによる歩留まり低下を招く。そのため、歩留まりの向上という観点からは、鋼素材の加熱温度を１３５０℃以下とすることが好ましい。鋼素材の加熱温度は、より好ましくは１１８０℃以上１３００℃以下であり、さらに好ましくは１２００℃以上１２８０℃以下である。
前記加熱においては、鋼素材の温度を均一化するという観点からは、鋼素材を前記加熱温度まで昇温した後、当該加熱温度に保持することが好ましい。加熱温度に保持する時間（保持時間）は特に限定されないが、鋼素材の温度の均一性を高めるという観点からは、１８００秒以上とすることが好ましい。一方、保持時間が１００００秒を超えると、スケール発生量が増大する。その結果、続く熱間圧延においてスケール噛み込み等が発生し易くなり、表面疵不良による歩留まりの低下を招く。そのため、前記保持時間は１００００秒以下とすることが好ましく、８０００秒以下とすることが好ましい。
（熱間圧延）
次いで、加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延は、粗圧延と仕上圧延とからなるものであってよい。粗圧延を行う場合、その条件は特に限定されない。また、粗圧延後、表面スケールを除去するために、仕上げ圧延に先立って高圧水デスケーリングを行うことが好ましい。なお、仕上圧延においてスタンド間でデスケーリングを行ってもよい。
次いで、加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延は、粗圧延と仕上圧延とからなるものであってよい。粗圧延を行う場合、その条件は特に限定されない。また、粗圧延後、表面スケールを除去するために、仕上げ圧延に先立って高圧水デスケーリングを行うことが好ましい。なお、仕上圧延においてスタンド間でデスケーリングを行ってもよい。
仕上圧延終了温度：ＩＣ以上、ＲＣ以下
前記熱間圧延は、仕上圧延終了温度：ＩＣ以上、ＲＣ以下の条件で実施する。仕上圧延終了温度がＩＣ未満であると、フェライト＋オーステナイトの二相域圧延となり、圧延荷重が安定せず、製造安定性が悪化する。そのため、仕上圧延終了温度はＩＣ以上とする。一方、仕上圧延終了温度がＲＣより高いと、プレスノッチシャルピー試験の衝撃値が８Ｊ／ｃｍ2未満となる。そのため、仕上圧延終了温度はＲＣ以下、好ましくは（ＲＣ－３０℃）、よりこのましくは（ＲＣ－５０℃）とする。
前記熱間圧延は、仕上圧延終了温度：ＩＣ以上、ＲＣ以下の条件で実施する。仕上圧延終了温度がＩＣ未満であると、フェライト＋オーステナイトの二相域圧延となり、圧延荷重が安定せず、製造安定性が悪化する。そのため、仕上圧延終了温度はＩＣ以上とする。一方、仕上圧延終了温度がＲＣより高いと、プレスノッチシャルピー試験の衝撃値が８Ｊ／ｃｍ2未満となる。そのため、仕上圧延終了温度はＲＣ以下、好ましくは（ＲＣ－３０℃）、よりこのましくは（ＲＣ－５０℃）とする。
なお、ＩＣは成分組成から推定されるオーステナイトからフェライトへの変態温度であり、下記（２）式で定義される。
IC(℃) = 1000 - 250×C - 80×Mn - 15×Cr …（２）
また、ＲＣは成分組成から推定されるオーステナイト再結晶下限温度であり、下記（３）式で定義される。
RC(℃) = 830 + 100×C + 100×N + 10×Mn + 700×Ti + 5000×B + 10×Cr + 50×Mo + 2000×Nb + 150×V …（３）
ここで、上記（２）、（３）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
IC(℃) = 1000 - 250×C - 80×Mn - 15×Cr …（２）
また、ＲＣは成分組成から推定されるオーステナイト再結晶下限温度であり、下記（３）式で定義される。
RC(℃) = 830 + 100×C + 100×N + 10×Mn + 700×Ti + 5000×B + 10×Cr + 50×Mo + 2000×Nb + 150×V …（３）
ここで、上記（２）、（３）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
（冷却）
冷却開始時間：仕上圧延終了後２．０ｓ以内
次いで、前記熱延鋼板を冷却する（第１の冷却）。その際、前記熱間圧延終了から前記冷却開始までの時間（冷却開始時間）を２．０ｓ以内とする。冷却開始時間が２．０ｓを超えると、オーステナイト粒の粒成長が生じ、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。前記冷却開始時間は、１．５ｓ以内とすることが好ましい。
冷却開始時間：仕上圧延終了後２．０ｓ以内
次いで、前記熱延鋼板を冷却する（第１の冷却）。その際、前記熱間圧延終了から前記冷却開始までの時間（冷却開始時間）を２．０ｓ以内とする。冷却開始時間が２．０ｓを超えると、オーステナイト粒の粒成長が生じ、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。前記冷却開始時間は、１．５ｓ以内とすることが好ましい。
平均冷却速度：５℃／ｓ以上
前記冷却における平均冷却速度が、５℃／ｓ未満であると、上部ベイナイト変態の前にフェライト変態が起こり、所望の面積分率の上部ベイナイトが得られない。したがって、平均冷却速度を５℃／ｓ以上、好ましくは２０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、冷却停止温度の管理が困難となる。そのため、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、前記平均冷却速度は、鋼板の表面における平均冷却速度をもとに規定される。
前記冷却における平均冷却速度が、５℃／ｓ未満であると、上部ベイナイト変態の前にフェライト変態が起こり、所望の面積分率の上部ベイナイトが得られない。したがって、平均冷却速度を５℃／ｓ以上、好ましくは２０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、冷却停止温度の管理が困難となる。そのため、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、前記平均冷却速度は、鋼板の表面における平均冷却速度をもとに規定される。
前記冷却においては、上記平均冷却速度となるよう強制冷却を行えばよい。前記冷却の方法は特に限定されないが、例えば、水冷によって行うことが好ましい。
冷却停止温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下
冷却停止温度がＴｒｓ未満であると、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイトまたは下部ベイナイトとなる。焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、いずれも高強度の組織であるが、一様伸びが著しく低い。そのため、冷却停止温度はＴｒｓ以上とする。一方、冷却停止温度が（Ｔｒｓ＋２５０℃）より高いと、フェライトが生成するため、１１８０ＭＰａの引張強度が得られない。そのため冷却停止温度は（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下とする。
冷却停止温度がＴｒｓ未満であると、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイトまたは下部ベイナイトとなる。焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、いずれも高強度の組織であるが、一様伸びが著しく低い。そのため、冷却停止温度はＴｒｓ以上とする。一方、冷却停止温度が（Ｔｒｓ＋２５０℃）より高いと、フェライトが生成するため、１１８０ＭＰａの引張強度が得られない。そのため冷却停止温度は（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下とする。
なお、前記Ｔｒｓは下記（４）式で定義される。
Trs(℃) = 500 - 450×C - 35×Mn - 15×Cr - 10×Ni - 20×Mo …（４）
ここで、上記（４）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
Trs(℃) = 500 - 450×C - 35×Mn - 15×Cr - 10×Ni - 20×Mo …（４）
ここで、上記（４）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
（巻取り）
巻取り温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下
次いで、前記冷却後の熱延鋼板を、巻取り温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で巻取る。巻取り温度がＴｒｓ未満であると、巻取り後にマルテンサイト変態または下部ベイナイト変態が進行し、所望のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られない。そのため、巻取り温度はＴｒｓ以上とする。一方、巻取り温度が（Ｔｒｓ＋２５０℃）より高いと、フェライトが生成するため、１１８０ＭＰａの引張強度が得られない。そのため巻取り温度は（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下とする。
巻取り温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下
次いで、前記冷却後の熱延鋼板を、巻取り温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で巻取る。巻取り温度がＴｒｓ未満であると、巻取り後にマルテンサイト変態または下部ベイナイト変態が進行し、所望のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られない。そのため、巻取り温度はＴｒｓ以上とする。一方、巻取り温度が（Ｔｒｓ＋２５０℃）より高いと、フェライトが生成するため、１１８０ＭＰａの引張強度が得られない。そのため巻取り温度は（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下とする。
（冷却）
平均冷却速度：２０℃／ｓ以下
前記巻取り後、さらに２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する（第２の冷却）。前記平均冷却速度は、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの生成に影響を及ぼす。前記平均冷却速度が２０℃／ｓを超えると、未変態オーステナイトがほとんどマルテンサイト変態し、所望の残留オーステナイトが得られず、一様伸びが低下する。そのため、前記平均冷却速度を２０℃／ｓ以下、好ましくは２℃／ｓ以下、より好ましくは０．０２℃／ｓ以下とする。一方、上記平均冷却速度の下限は特に限定されないが、０．０００１℃／ｓ以上が好ましい。
平均冷却速度：２０℃／ｓ以下
前記巻取り後、さらに２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する（第２の冷却）。前記平均冷却速度は、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの生成に影響を及ぼす。前記平均冷却速度が２０℃／ｓを超えると、未変態オーステナイトがほとんどマルテンサイト変態し、所望の残留オーステナイトが得られず、一様伸びが低下する。そのため、前記平均冷却速度を２０℃／ｓ以下、好ましくは２℃／ｓ以下、より好ましくは０．０２℃／ｓ以下とする。一方、上記平均冷却速度の下限は特に限定されないが、０．０００１℃／ｓ以上が好ましい。
前記冷却は、１００℃以下の任意の温度まで行うことができるが、１０～３０℃程度（例えば室温）まで冷却することが好ましい。なお、前記冷却は、任意の形態で行うことができ、例えば、巻取られたコイルの状態で行ってもよい。
以上の手順により、本発明の高強度鋼板を製造することができる。なお、巻取りとそれに続く冷却の後には、常法にしたがい、調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により鋼素材としての鋼スラブを製造した。得られた鋼素材を、表２に示す加熱温度に加熱し、次いで、前記加熱後の鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とした。前記熱間圧延における仕上げ圧延終了温度は表２に示したとおりとした。
次に、得られた熱延鋼板を、表２に示した平均冷却速度および冷却停止温度の条件で冷却した。前記冷却後の熱延鋼板を表２に示した巻取温度で巻取り、巻取られた鋼板を表２に示した平均冷却速度で冷却し、高強度鋼板を得た。なお、前記冷却後には、後処理としてスキンパス圧延および酸洗を行った。前記酸洗は、濃度１０質量％の塩酸水溶液を使用し、温度８５℃で実施した。
得られた高強度鋼板から試験片を採取し、以下に述べる手順でミクロ組織および機械的特性を評価した。
（ミクロ組織）
得られた高強度鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう、ミクロ組織観察用試験片を採取した。得られた試験片の表面を研磨し、さらに腐食液（３質量％ナイタール溶液）を用いて表面を腐食させることによりミクロ組織を現出させた。
得られた高強度鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう、ミクロ組織観察用試験片を採取した。得られた試験片の表面を研磨し、さらに腐食液（３質量％ナイタール溶液）を用いて表面を腐食させることによりミクロ組織を現出させた。
次いで、前記試験片の板厚１／４位置における表面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、５０００倍の倍率で１０視野撮影してミクロ組織のＳＥＭ画像を得た。前記ＳＥＭ画像を画像処理により解析し、上部ベイナイト（ＵＢ）、ポリゴナルフェライト（Ｆ）、および焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）の面積分率を定量化した。また、フレッシュマルテンサイト（Ｍ）と残留オーステナイト（γ）はＳＥＭでは区別が困難なため、電子線反射回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ：ＥＢＳＤ）法を用いて同定し、それぞれの面積分率を求めた。測定された各ミクロ組織の面積分率を表３に示す。なお、表３には、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積分率（Ｍ＋γ）も併記した。
（引張試験）
得られた高強度鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるようにＪＩＳ５号試験片（標線間距離（gage length、ＧＬ）：５０ｍｍ）を採取した。前記試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強度（降伏点、ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、一様伸び（ｕ－Ｅｌ）を求めた。前記引張試験は、各高強度鋼板につき２回行い、得られた測定値の平均をその高強度鋼板の機械特性として表３に示した。本発明においては、ＴＳが１１８０ＭＰa以上の場合、高強度と評価し、一様伸び６％以上をプレス成形性が良好と評価した。
得られた高強度鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるようにＪＩＳ５号試験片（標線間距離（gage length、ＧＬ）：５０ｍｍ）を採取した。前記試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強度（降伏点、ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、一様伸び（ｕ－Ｅｌ）を求めた。前記引張試験は、各高強度鋼板につき２回行い、得られた測定値の平均をその高強度鋼板の機械特性として表３に示した。本発明においては、ＴＳが１１８０ＭＰa以上の場合、高強度と評価し、一様伸び６％以上をプレス成形性が良好と評価した。
（プレスノッチシャルピー試験）
得られた高強度鋼板から、試験片長手方向が圧延方向と直角方向になるように、シャルピー試験片を採取し、プレス加工により角度４５℃、深さ２ｍｍ、底部（先端）曲率半径：０．０２５ｍｍのＶノッチを形成した。前記試験片の寸法は、幅：５５ｍｍ、高さ：１０ｍｍとし、厚さは高強度鋼板の厚さのままとした。前記Ｖノッチは、試験片の幅方向中央に形成した。
得られた高強度鋼板から、試験片長手方向が圧延方向と直角方向になるように、シャルピー試験片を採取し、プレス加工により角度４５℃、深さ２ｍｍ、底部（先端）曲率半径：０．０２５ｍｍのＶノッチを形成した。前記試験片の寸法は、幅：５５ｍｍ、高さ：１０ｍｍとし、厚さは高強度鋼板の厚さのままとした。前記Ｖノッチは、試験片の幅方向中央に形成した。
前記試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、試験温度－４０℃でシャルピー試験を実施し、吸収エネルギー（Ｊ）を求め、ノッチ部の試験片断面積（ｃｍ2）で吸収エネルギーを除して衝撃値ｐｖＥ（Ｊ／ｃｍ2）を求めた。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．１０～０．２０％、
Ｓｉ：０．７～１．４％、
Ｍｎ：２．３～４．０％、
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１～２．０％、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ｏ ：０．０１％以下、および
Ｂ ：０.０００５～０．０１０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記（１）式で定義されるＭＳＣが３．０～４．２質量％である成分組成を有し、
主相としての、面積分率で７０％以上の上部ベイナイトと、
合計面積分率で７～３０％のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトとを含み、かつ、
前記残留オーステナイトの面積分率が２％以上であるミクロ組織を有し、
一様伸びが６％以上、引張強度が１１８０ＭＰａ以上、かつプレスノッチシャルピー試験における－４０℃での衝撃値が８Ｊ／ｃｍ２以上である機械的特性を有する、高強度鋼板。
ＭＳＣ（質量％）＝Ｍｎ＋０．２×Ｓｉ＋１．７×Ｃｒ＋２．５×Ｍｏ…（１）
ここで、上記（１）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．０％以下、および
Ｍｏ：１．０％以下、
の一方または両方を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｔｉ：０．３％以下、
Ｎｂ：０．３％以下、および
Ｖ ：０．３％以下
からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．００５～０．０２０％
を含有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、および
ＲＥＭ：０．０１％以下
からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 請求項１～５のいずれか一項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を１１５０℃以上の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼素材を、仕上圧延終了温度：ＩＣ以上、ＲＣ以下の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２．０ｓ以内、平均冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で冷却し、
前記冷却後の熱延鋼板を、巻取り温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で巻取り、
３℃／ｓ以上、２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却し、
前記ＩＣは下記（２）式で定義され、前記ＲＣは下記（３）式で定義され、前記Ｔｒｓは下記（４）式で定義される、高強度鋼板の製造方法。
IC(℃) = 1000 - 250×C - 80×Mn - 15×Cr …（２）
RC(℃) = 830 + 100×C + 100×N + 10×Mn + 700×Ti + 5000×B + 10×Cr + 50×Mo + 2000×Nb + 150×V …（３）
Trs(℃) = 500 - 450×C - 35×Mn - 15×Cr - 10×Ni - 20×Mo …（４）
ここで、上記（２）～（４）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
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