WO2015046364A1 - 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 - Google Patents

加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 Download PDF

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bainite
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steel plate
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忠夫 村田
康二 粕谷
紗江 水田
二村　裕一
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more and excellent in processability and low temperature toughness, and a method of manufacturing the same.
  • TRIP utilizing transformation-induced plasticity of DP (Dual Phase) steel plate whose metal structure consists of ferrite and martensite or retained austenite (hereinafter sometimes referred to as "remaining ⁇ ") (Transformation Induced Plasticity) steel plates are known.
  • Patent Document 1 discloses that the strength and workability, in particular, the elongation of a TRIP steel sheet can be improved by setting the metal structure of the steel sheet to a composite structure in which martensite and residual ⁇ are mixed in ferrite.
  • Patent Document 2 a balance between strength (TS: Tensile Strength) and elongation (EL: Elongation) by making the metal structure of the steel sheet into a structure including ferrite, residual ⁇ , bainite and / or martensite, specifically Specifically, there is disclosed a technology for improving TS ⁇ EL to improve the press formability of a TRIP steel sheet. In particular, the residual ⁇ is disclosed to have the effect of improving the elongation of the steel sheet.
  • TS Tensile Strength
  • EL Elongation
  • Patent Document 3 discloses a steel material having excellent low temperature toughness by refining the structure by performing finish rolling at 780 ° C. or less which is a non-recrystallized area of austenite.
  • the demand for the processability of the steel plate has become increasingly severe, and for example, the steel plate used for a pillar, a member or the like is required to be stretch formed or drawn under more severe conditions. Therefore, it is required for TRIP steel plates to improve local deformability such as stretch flangeability ( ⁇ ) and bendability (R) without deteriorating strength and elongation.
  • the TRIP steel sheet proposed so far has a problem that the residual ⁇ is transformed to very hard martensite during processing, so that the local deformability such as stretch flangeability and bendability is inferior.
  • the low temperature toughness tends to deteriorate as the strength of the TRIP steel plate increases, brittle fracture in a low temperature environment has been a problem.
  • the present invention has been made focusing on the above circumstances, and the object thereof is that the high strength steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more is excellent in workability, in particular elongation and local deformability, and It is an object of the present invention to provide a high strength steel sheet having excellent low temperature toughness and a method of manufacturing the same.
  • C 0.10 to 0.5%
  • Si 1.0 to 3%
  • Mn 1.5 to 3.0%
  • Al 0 by mass%.
  • a steel sheet which satisfies .005 to 1.0%, P: more than 0% and 0.1% or less, and S: more than 0% and 0.05% or less, the balance being iron and unavoidable impurities, the metal of the steel plate
  • the structure includes polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and retained austenite, (1) When observing the metallographic structure with a scanning electron microscope, (1a) The area ratio a of the polygonal ferrite is more than 50% with respect to the entire metal structure, (1b)
  • the bainite is High-temperature area-forming bainite in which the average distance between adjacent retained austenites, adjacent carbides, adjacent retained austenite and the center position of the carbide is 1 ⁇ m or more, The composite structure of low temperature region-produced bainite having an average distance between adjacent retained austenites, adjacent carb
  • IQave-IQmin / (IQmax-IQmin) ⁇ 0.40 (1) ⁇ IQ / (IQmax-IQmin) ⁇ 0.25 (2)
  • IQave is the average of all average IQ data of each crystal grain
  • IQmin is the minimum of all average IQ data of each crystal grain
  • IQmax is the maximum of average IQ all data of each crystal grain
  • ⁇ IQ is the average of each crystal grain Represents the standard deviation of all IQ data
  • the metal structure when the metal structure is observed with an optical microscope, if there is an MA mixed phase in which hardened martensite and retained austenite are combined, a circle is used for all the number of the MA mixed phase. It is also a preferred embodiment that the number ratio of the MA mixed phase having an equivalent diameter d of more than 7 ⁇ m is 0% or more and less than 15%. Furthermore, it is also a preferred embodiment that the average equivalent circle diameter D of the polygonal ferrite particles is more than 0 ⁇ m and 10 ⁇ m or less.
  • the steel sheet of the present invention preferably contains at least one of the following (a) to (e).
  • an electrogalvanized layer, a hot dip galvanized layer, or an alloyed hot dip galvanized layer on the surface of the steel plate of the present invention.
  • the present invention also includes a method of producing the above high strength steel plate, and heating a steel material satisfying the above component composition to a temperature range of 800 ° C. or more and Ac 3 point ⁇ 10 ° C. or less; After soaking while holding for 50 seconds or more in the temperature range, cooling is performed in the range of 600 ° C. or more at an average cooling rate of 20 ° C./s or less, and thereafter, Cooling at an average cooling rate of 10 ° C./sec or more to an arbitrary temperature T satisfying 150 ° C. or more and 400 ° C. or less (where Ms point represented by the following formula is 400 ° C.
  • Vf means the ferrite fraction measurement value in the sample when the sample reproducing the annealing pattern from heating and soaking to cooling is separately prepared.
  • [] has shown content (mass%) of each element, and content of the element which is not contained in a steel plate is calculated as 0 mass%.
  • bainite and tempered martensite (hereinafter, "low-temperature region-generated bainite and the like") are generated in the low-temperature region.
  • FIG. 1 is a schematic view showing an example of the average spacing of adjacent retained austenite and / or carbides.
  • FIG. 2A is a view schematically showing a state in which both of high temperature region generated bainite and low temperature region generated bainite are mixed and generated in old ⁇ grains.
  • FIG. 2B is a view schematically showing a state in which a high temperature region generated bainite, a low temperature region generated bainite, and the like are respectively generated for each old ⁇ grain.
  • FIG. 3 is a schematic view showing an example of a heat pattern in the T1 temperature range and the T2 temperature range.
  • FIG. 4 is an IQ distribution diagram in which the equation (1) is less than 0.40 and the equation (2) is 0.25 or less.
  • FIG. 5 is an IQ distribution diagram in which the equation (1) is 0.40 or more and the equation (2) is greater than 0.25.
  • FIG. 6 is an IQ distribution diagram in which the equation (1) is 0.40 or more and the equation (2) is 0.25 or less.
  • the inventors of the present invention have conducted studies to improve the processability, particularly the elongation and local deformability, and the low temperature toughness of a high strength steel plate having a tensile strength of 590 MPa or more.
  • the metallographic structure of the steel sheet is mainly composed of polygonal ferrite, specifically a mixed structure containing bainite, tempered martensite, and residual ⁇ , with the area ratio to the entire metal structure being more than 50%.
  • ⁇ Average distance between center positions of adjacent residual ⁇ , adjacent carbides, or adjacent residual ⁇ and adjacent carbide (hereinafter, these may be collectively referred to as “residual ⁇ , etc.”) High-temperature area-produced bainite having an interval of 1 ⁇ m or more, (1b) If two types of bainite of low temperature range generated bainite having an average distance between center positions such as residual ⁇ and the like are less than 1 ⁇ m, it is excellent in workability with improved local deformability without deteriorating elongation.
  • the high temperature range generated bainite contributes to the improvement of the elongation of the steel plate, and the low temperature range generated bainite contributes to the improvement of the local deformability of the steel plate, (3) Further, the IQ distribution for each crystal grain of the body-centered cubic lattice (including the body-centered square lattice) is expressed by the equation (1) [(IQave-IQmin) / (IQmax-IQmin) ⁇ 0.40], and the equation (2) ) It is possible to provide a high strength steel plate excellent in low temperature toughness by controlling to satisfy the relationship of [( ⁇ IQ) / (IQmax-IQmin) ⁇ 0.25].
  • predetermined components In order to generate predetermined amounts of the above-mentioned polygonal ferrite, bainite, tempered martensite and retained austenite, and to realize a predetermined IQ distribution satisfying the above formulas (1) and (2), predetermined components
  • the steel sheet satisfying the composition is heated to a two-phase temperature range of 800 ° C. or more and Ac 3 point ⁇ 10 ° C. or less, and held in the temperature range for 50 seconds or more and homogenized, then the average cooling rate in the range of 600 ° C.
  • the metallographic structure of the high strength steel sheet according to the present invention is a mixed structure containing polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and residual ⁇ .
  • the metallographic structure of the steel plate of the present invention is mainly made of polygonal ferrite.
  • the term "mainly" means that the area ratio to the whole metal structure is more than 50%.
  • Polygonal ferrite is a structure that is softer than bainite and acts to increase the elongation of the steel sheet and to improve the workability.
  • the area ratio of polygonal ferrite is more than 50%, preferably 55% or more, more preferably 60% or more with respect to the entire metal structure.
  • the upper limit of the area ratio of polygonal ferrite is determined in consideration of the space factor of residual ⁇ measured by the saturation magnetization method, and is, for example, 85%.
  • the average equivalent circle diameter D of the polygonal ferrite particles is preferably more than 0 ⁇ m and 10 ⁇ m or less.
  • the metallographic structure of the steel sheet of the present invention is composed of a mixed structure of polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and residual ⁇
  • the size of the individual structures increases as the grain size of polygonal ferrite grains increases. Variations occur. For this reason, it is considered that it becomes difficult to improve the processability, in particular, the effect of enhancing the elongation due to the formation of polygonal ferrite, due to the occurrence of uneven deformation and localized strain locally. Therefore, the average equivalent circle diameter D of polygonal ferrite is preferably 10 ⁇ m or less, more preferably 8 ⁇ m or less, still more preferably 5 ⁇ m or less, particularly preferably 4 ⁇ m or less.
  • the area ratio of the polygonal ferrite and the average equivalent circle diameter D can be measured by observing with a scanning electron microscope (SEM).
  • the steel plate of the present invention is characterized in that bainite is composed of a composite structure of high temperature region generated bainite and low temperature region generated bainite having higher strength than high temperature region generated bainite.
  • the high temperature zone formation bainite contributes to the improvement of the elongation of the steel plate
  • the low temperature zone formation bainite contributes to the improvement of the local deformability of the steel plate.
  • the above-mentioned high temperature zone formation bainite is bainite which is produced in a relatively high temperature zone among bainite formation zones, and is a bainite structure which is mainly produced in a T2 temperature range of more than 400 ° C. and 540 ° C. or less.
  • the high-temperature region-generated bainite is a structure in which the average interval of residual ⁇ and the like is 1 ⁇ m or more when the cross section of the steel plate corroded with nital corrosion is observed by SEM.
  • the low temperature region-generated bainite is bainite which is generated in a relatively low temperature region, and is a bainite structure which is mainly generated in a T1 temperature region of 150 ° C. or more and 400 ° C. or less.
  • the low-temperature region-generated bainite is a structure in which the average interval of residual ⁇ and the like is less than 1 ⁇ m when SEM observation is performed on a cross section of a steel plate corroded with nital corrosion.
  • the “average distance between residual ⁇ and the like” refers to the distance between the center positions of adjacent residual ⁇ s, the distance between the central positions of adjacent carbides, or the adjacent residual ⁇ when the steel sheet cross section is observed by SEM. It is the value which averaged the result of having measured the distance between center positions with carbide.
  • the distance between the central positions is the distance between the central positions of the residual ⁇ and the carbide determined as measured for the nearest adjacent ⁇ and / or the carbide.
  • the central position determines the major axis and the minor axis of the residual ⁇ and the carbide, and is a position where the major axis and the minor axis intersect.
  • the distance between center positions is the residual ⁇ and / or carbides.
  • the distance between the center positions is defined as the distance between the center positions, that is, the distance between the lines, ie, the distance between the lines formed by the residual ⁇ and / or the carbides 1 continuously extending in the major axis direction, as shown in FIG.
  • tempered martensite is a structure
  • low temperature area formation bainite and tempered martensite can not be distinguished by SEM observation, in this invention, low temperature area formation bainite and tempered martensite are collectively called "low temperature area formation bainite etc.”.
  • bainite is divided into "high-temperature area-produced bainite” and "low-temperature area-generated bainite etc.” by the difference in the generation temperature range and the average interval of residual .gamma.
  • lath-like bainite and bainitic ferrite are classified into upper bainite and lower bainite according to the transformation temperature.
  • Si the transformation temperature
  • bainite is not classified according to an academic organization definition, but is distinguished based on the difference in generation temperature range and the average interval of residual ⁇ and the like as described above.
  • the distribution state of the high temperature region generated bainite and the low temperature region generated bainite is not particularly limited, and both the high temperature region generated bainite and the low temperature region generated bainite may be generated in the old ⁇ grains, and for each old ⁇ particle The high temperature zone generated bainite and the low temperature zone generated bainite may be respectively produced.
  • FIGS. 2A and 2B The distribution states of the high temperature region generated bainite and the low temperature region generated bainite are schematically shown in FIGS. 2A and 2B.
  • the high temperature zone generated bainite 5 is hatched, and the low temperature zone generated bainite 6 and the like 6 are given fine dots.
  • FIG. 2A shows a state in which both the high temperature zone generated bainite 5 and the low temperature zone generated bainite 6 are mixed and formed in the old ⁇ grain
  • FIG. 2B shows the high temperature zone generated bainite 5 and each old ⁇ grain It is shown how low temperature region generated bainite 6 etc. are generated respectively.
  • the black circles shown in each figure indicate the MA mixed phase 3. The MA mixed phase will be described later.
  • the area ratios b and c are both It is necessary to satisfy 5 to 40%.
  • the area ratio of low temperature region generated bainite but the total area ratio of low temperature region generated bainite and tempered martensite is defined, as described above, because these structures can not be distinguished by SEM observation.
  • the area ratio b is 5 to 40%. If the amount of formation of high temperature zone formed bainite is too small, the elongation of the steel sheet is reduced and the formability can not be improved. Therefore, the area ratio b is 5% or more, preferably 8% or more, and more preferably 10% or more. However, when the amount of high-temperature region-produced bainite is excessive, the balance of the amount of low-temperature region bainite and the like is not well balanced, and the effect of combining high-temperature region bainite and low-temperature region bainite is not exhibited. Therefore, the area ratio b of the high-temperature area formed bainite is 40% or less, preferably 35% or less, more preferably 30% or less, and further preferably 25% or less.
  • the total area ratio c is set to 5 to 40%. If the amount of formation of low temperature region formed bainite or the like is too small, the local deformability of the steel sheet is lowered and the formability can not be improved. Therefore, the total area ratio c is 5% or more, preferably 8% or more, and more preferably 10% or more. However, if the amount of low-temperature region-produced bainite and the like is excessive, the balance of the amount of high-temperature region-produced bainite is deteriorated, and the effect of combining the low-temperature region-generated bainite and the high-temperature region-generated bainite is not exhibited. Therefore, the area ratio c of low-temperature region-produced bainite or the like is 40% or less, preferably 35% or less, more preferably 30% or less, and further preferably 25% or less.
  • the mixing ratio of the high temperature zone generated bainite and the low temperature zone generated bainite may be determined according to the characteristics required for the steel plate. Specifically, in order to further improve the stretch flangeability ( ⁇ ) among the processability of the steel sheet; in particular, the ratio of high temperature zone generated bainite is made as small as possible, and the ratio of low temperature zone generated bainite etc. is maximized You can enlarge it. On the other hand, in order to further improve the elongation of the processability of the steel sheet, the ratio of high temperature zone generated bainite may be made as large as possible, and the ratio of low temperature zone generated bainite etc. may be made as small as possible. Further, in order to further increase the strength of the steel plate, the ratio of low temperature region-produced bainite or the like may be made as large as possible, and the ratio of high temperature region-generated bainite may be minimized.
  • bainitic also includes bainitic ferrite.
  • Bainite is a structure in which carbide is precipitated
  • bainitic ferrite is a structure in which carbide is not precipitated.
  • the sum of the area ratio a of the polygonal ferrite, the area ratio b of the high temperature region generated bainite, and the total area ratio c of the low temperature region generated bainite (hereinafter referred to as “a + b + c total area ratio”) It is preferable that 70% or more of the entire metallographic structure is satisfied. If the total area ratio of a + b + c is less than 70%, the elongation may be degraded. The total area ratio of a + b + c is more preferably 75% or more, still more preferably 80% or more. The upper limit of the total area ratio of a + b + c is determined in consideration of the space factor of the residual ⁇ measured by the saturation magnetization method, and is, for example, 100%.
  • the volume ratio of residual ⁇ to the entire metal structure needs to be contained by 5% by volume or more as measured by the saturation magnetization method.
  • the residual ⁇ is preferably 8% by volume or more, more preferably 10% by volume or more.
  • the upper limit of the residual ⁇ is preferably about 30% by volume or less, more preferably 25% by volume or less.
  • the residual ⁇ is mainly generated between the laths of the metal structure, but is aggregated as a part of the MA mixed phase to be described later on aggregates of lath-like structures, such as blocks and packets, and old ⁇ grain boundaries. Sometimes exist.
  • the metallographic structure of the steel plate according to the present invention may contain polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and residual ⁇ , and may be composed of only these, but a range that does not impair the effect of the present invention There may be (a) an MA mixed phase in which hardened martensite and residual ⁇ are combined, and (b) residual structure such as pearlite.
  • the MA mixed phase is generally known as a complex phase of hardened martensite and residual ⁇ , and part of the structure which existed as untransformed austenite before final cooling, At the final cooling, it is transformed to martensite and the rest is a structure formed by remaining austenite.
  • the MA mixed phase thus formed is a very hard structure because carbon is concentrated to a high concentration in the process of heat treatment, particularly austempering treatment maintained in the T2 temperature range, and a part is a martensitic structure. . Therefore, the hardness difference between the bainite and the MA mixed phase is large, and the stress is concentrated at the time of deformation to be a starting point of void generation.
  • the MA mixed phase when the MA mixed phase is generated excessively, the stretch flangeability and the bendability deteriorate and the local deformability Decreases. In addition, when the MA mixed phase is excessively generated, the strength tends to be too high.
  • the MA mixed phase is more likely to be produced as the residual ⁇ amount is increased and the Si content is increased, but it is preferable that the amount produced is as small as possible.
  • the above-mentioned MA mixed phase is preferably 30 area% or less, more preferably 25 area% or less, still more preferably 20 area% or less, based on the entire metal structure, when the metal structure is observed with an optical microscope.
  • the number ratio of the MA mixed phase having a circle equivalent diameter d exceeding 7 ⁇ m is preferably 0% or more and less than 15% with respect to the total number of MA mixed phases.
  • a coarse MA mixed phase with a circle equivalent diameter d exceeding 7 ⁇ m adversely affects the local deformability.
  • the proportion of the number of MA mixed phases having a circle equivalent diameter d of more than 7 ⁇ m is more preferably less than 10%, still more preferably less than 5% with respect to the total number of MA mixed phases.
  • the ratio of the number of MA mixed phases in which the circle equivalent diameter d exceeds 7 ⁇ m may be calculated by observing the cross-sectional surface parallel to the rolling direction with an optical microscope.
  • the equivalent circle diameter d of the MA mixed phase be as small as possible.
  • the pearlite is preferably 20 area% or less with respect to the entire metal structure when SEM observation of the metal structure is performed. When the area ratio of pearlite exceeds 20%, the elongation is deteriorated and it becomes difficult to improve the processability.
  • the area ratio of pearlite is more preferably 15% or less, still more preferably 10% or less, still more preferably 5% or less, based on the whole metal structure.
  • the above metal structure can be measured by the following procedure.
  • the polygonal ferrite is observed as crystal grains which do not contain the white or light gray residual ⁇ and the like described above inside the crystal grains.
  • the high-temperature region-produced bainite and the low-temperature region-produced bainite are mainly observed in gray, and are observed as a structure in which white or light gray residual ⁇ or the like is dispersed in the crystal grains. Therefore, according to SEM observation, residual ⁇ and carbides are included in the high temperature region generated bainite, the low temperature region generated bainite and the like, and therefore, the area ratio including the residual ⁇ and the like is calculated.
  • both carbide and residual ⁇ are observed as a white or light gray structure, and it is difficult to distinguish between the two.
  • carbides such as cementite tend to precipitate in the lath rather than between the lass as they are formed in the lower temperature range, so if the distance between the carbides is wide, they are considered to be formed in the high temperature range. If the distance between them is narrow, it can be considered that they were generated in the low temperature range.
  • the size of lath decreases as the temperature at which the tissue is formed decreases, so if the distance between residuals is large, it is considered to be generated in a high temperature region, If the interval of is narrow, it can be considered that it was generated in the low temperature range. Therefore, in the present invention, the cross section subjected to nital corrosion is observed by SEM, and attention is paid to the residual ⁇ or the like observed as white or light gray in the observation field, and the distance between central positions between adjacent residual ⁇ or the like is measured.
  • a tissue having an average value, ie, an average distance of 1 ⁇ m or more, is a high-temperature region-generated bainite, and a tissue having an average distance of less than 1 ⁇ m is a low-temperature region-generated bainite or the like.
  • Pearlite is observed as a structure in which carbide and ferrite are layered.
  • the volume fraction of residual ⁇ is measured by the saturation magnetization method
  • the area ratio of high temperature area generated bainite and low temperature area generated bainite is measured including SEM by SEM observation. Therefore, these sums may exceed 100%.
  • the MA mixed phase is repeller-corroded at a quarter of the plate thickness in a cross section parallel to the rolling direction of the steel plate, and is observed as a white structure when observed with an optical microscope at a magnification of about 1000 times.
  • IQ distribution In the present invention, a region surrounded by a boundary where the crystal orientation difference between measurement points by EBSD is 3 ° or more is defined as “grain”, and as IQ, a grain of a body-centered cubic lattice (including a body-centered square lattice). Each average IQ based on the definition of EBSD pattern analyzed every time is used. Below, each above-mentioned average IQ may only be called "IQ.” The reason for setting the crystal orientation difference to 3 ° or more is to exclude the lath boundary.
  • the body-centered tetragonal lattice is one in which the lattice is expanded in one direction by solid solution of C atoms at a specific interstitial position in the body-centered cubic lattice, and the structure itself is equivalent to the body-centered cubic lattice. Therefore, the effect on low temperature toughness is also equal. Also, even with EBSD, these grids can not be distinguished. Therefore, in the present invention, the measurement of the body-centered cubic lattice includes the body-centered square lattice.
  • IQ is the definition of EBSD pattern. IQ is known to be affected by the amount of strain in the crystal, and specifically, the smaller the IQ, the more distortion tends to be present in the crystal. The present inventors repeated studies focusing on the relationship between strain of crystal grains and low temperature toughness. First of all, although the influence on low temperature toughness was examined from the relationship between the area with a large amount of strain and the area with a small amount of strain, the relationship between IQ at each measurement point and low temperature toughness was not found .
  • the low temperature toughness can be improved by controlling so as to be relatively large. And even if it is a metal structure containing ferrite and residual ⁇ , the IQ distribution of each crystal grain having a body-centered cubic lattice (including a body-centered tetragonal lattice) of the steel sheet satisfies the following formulas (1) and (2) It has been found that good low temperature toughness can be obtained if properly controlled.
  • IQave-IQmin (IQave-IQmin) / (IQmax-IQmin) ⁇ 0.40 (1) ⁇ IQ / (IQmax-IQmin) ⁇ 0.25 (2)
  • IQave is the average of all average IQ data of each crystal grain
  • IQmin is the minimum of all average IQ data of each crystal grain
  • IQmax is the maximum of average IQ all data of each crystal grain
  • ⁇ IQ is the average of each crystal grain Represents the standard deviation of all IQ data.
  • the average IQ value of each of the above crystal grains is obtained by polishing a cross section parallel to the rolling direction of the test material, taking an area of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m as a measurement area at 1 ⁇ 4 position of the plate thickness, 1 step: 0.25 ⁇ m
  • the EBSD measurement of 180,000 points is carried out in the above, and it is an average value of IQ of each crystal grain obtained from this measurement result.
  • region is excluded from measurement object, and it targets only the crystal grain in which one crystal grain is completely settled in the measurement area
  • CI Confidence Index
  • CI is the reliability of the data
  • the EBSD pattern detected at each measurement point is a database of a designated crystal system, for example, a body-centered cubic lattice or face-centered cubic lattice (FCC) in the case of iron. It is an index indicating the degree of coincidence with the value.
  • IQave and ⁇ IQ are indices indicating the influence on low temperature toughness, and good low temperature toughness can be obtained when IQave is large and ⁇ IQ is small.
  • formula (1) is 0.40 or more, preferably 0.42 or more, and more preferably 0.45 or more.
  • Formula (2) is 0.25 or less, Preferably it is 0.24 or less, More preferably, it is 0.23 or less. The lower the value of Formula (2) is, the lower the value is, for example, 0.15 or more, since the IQ distribution of crystal grains represented by the histogram becomes sharper as the value of Formula (2) becomes smaller and the distribution becomes favorable for low temperature toughness improvement.
  • FIG. 4 is an IQ distribution diagram in which the equation (1) is less than 0.40 and the equation (2) is 0.25 or less.
  • FIG. 5 is an IQ distribution diagram in which the equation (1) is 0.40 or more and the equation (2) exceeds 0.25.
  • the low temperature toughness is poor because they satisfy only either of the formula (1) or the formula (2).
  • FIG. 6 is an IQ distribution chart satisfying both Formula (1) and Formula (2), and the low temperature toughness is good.
  • the number of peak crystal grains is a peak at the side of the crystal grain with a large average IQ within the range of IQmin to IQmax, that is, where the value of equation (1) is 0.40 or more. If there are many sharp mountain-like distributions, ie, an IQ distribution in which the value of the equation (2) is 0.25 or less, the low temperature toughness is improved.
  • the high-strength steel sheet of the present invention comprises 0.10 to 0.5% of C, 1.0 to 3% of Si, 1.5 to 3.0% of Mn, and 0.005 to 1.0% of Al. It is a steel plate that satisfies P: more than 0% and 0.1% or less, and S: more than 0% and 0.05% or less, with the balance being iron and unavoidable impurities.
  • P more than 0% and 0.1% or less
  • S more than 0% and 0.05% or less
  • C is an element necessary to increase the strength of the steel sheet and to generate residual ⁇ . Therefore, the C content is 0.10% or more, preferably 0.13% or more, and more preferably 0.15% or more. However, if C is contained excessively, the weldability is reduced. Therefore, the C content is 0.5% or less, preferably 0.3% or less, more preferably 0.25% or less, and still more preferably 0.20% or less.
  • Si contributes to the strengthening of the steel plate as a solid solution strengthening element, and also suppresses the precipitation of carbides during holding in the T1 temperature region and T2 temperature region described later, particularly during austempering treatment, and the residual ⁇ is effective It is a very important element in producing Therefore, the amount of Si is 1.0% or more, preferably 1.2% or more, and more preferably 1.3% or more. However, when Si is excessively contained, reverse transformation to the ⁇ phase does not occur at the time of heating and soaking in annealing, so that a large amount of polygonal ferrite remains and the strength becomes insufficient. In addition, during hot rolling, Si scale is generated on the surface of the steel sheet to deteriorate the surface properties of the steel sheet. Therefore, the amount of Si is 3% or less, preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
  • Mn is an element necessary to obtain bainite and tempered martensite. Mn is also an element that effectively acts to stabilize austenite and generate residual ⁇ . In order to exert such effects, the Mn content is 1.5% or more, preferably 1.8% or more, and more preferably 2.0% or more. However, when the Mn is contained in excess, the formation of high temperature zone formed bainite is significantly suppressed. Further, the excessive addition of Mn causes deterioration of weldability and deterioration of workability due to segregation. Therefore, the Mn content is 3.0% or less, preferably 2.7% or less, more preferably 2.5% or less, and still more preferably 2.4% or less.
  • Al 0.005 to 1.0%
  • Al is an element that suppresses precipitation of carbides during austempering and contributes to the formation of residual ⁇ .
  • Al is an element which acts as a deoxidizer in the steel making process. Therefore, the amount of Al is made 0.005% or more, preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the Al content is 1.0% or less, preferably 0.8% or less, and more preferably 0.5% or less.
  • P more than 0% and 0.1% or less
  • P is an impurity element which is inevitably contained in steel, and when the amount of P is excessive, the weldability of the steel plate is deteriorated. Therefore, the amount of P is 0.1% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.05% or less. Although the amount of P should be as small as possible, it is industrially difficult to make it 0%.
  • S is an impurity element which is unavoidably contained in steel, and is an element which degrades the weldability of a steel plate as in the case of P. Further, S forms sulfide-based inclusions in the steel sheet, and when this increases, the formability decreases. Therefore, the S content is 0.05% or less, preferably 0.01% or less, and more preferably 0.005% or less. The amount of S should be as small as possible, but it is industrially difficult to make it 0%.
  • the high-strength steel plate according to the present invention satisfies the above-described component composition, and the remaining components are iron and unavoidable impurities other than P and S.
  • unavoidable impurities for example, N and O (oxygen), for example, tramp elements such as Pb, Bi, Sb, Sn and the like are included.
  • the N content is preferably more than 0% and 0.01% or less
  • the O content is preferably more than 0% and 0.01% or less.
  • N is an element which precipitates nitride in the steel plate and contributes to strengthening of the steel plate.
  • the N content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.008% or less, and still more preferably 0.005% or less.
  • O oxygen
  • oxygen is an element that, when it is contained in excess, causes a decrease in elongation, stretch flangeability, and bendability. Accordingly, the amount of O is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • the steel sheet of the present invention may further contain, as another element, (A) one or more elements selected from the group consisting of Cr: more than 0% and 1% or less and Mo: more than 0% and 1% or less, (B) one or more elements selected from the group consisting of Ti: more than 0% and 0.15% or less, Nb: more than 0% and 0.15% or less, and V: 0% and less than 0.15%, (C) one or more elements selected from the group consisting of Cu: more than 0% and 1% or less and Ni: more than 0% and 1% or less, (D) B: more than 0% and less than 0.005%, (E) One or more elements selected from the group consisting of Ca: more than 0% and 0.01% or less, Mg: more than 0% and 0.01% or less, and rare earth elements: more than 0% and 0.01% or less, etc. May be contained.
  • A one or more elements selected from the group consisting of Cr: more than 0% and 1% or less and Mo: more than
  • Cr and Mo are elements which effectively function to obtain bainite and tempered martensite as well as the above-mentioned Mn. These elements can be used alone or in combination.
  • Cr and Mo are each preferably contained in an amount of 0.1% or more, more preferably 0.2% or more.
  • each of Cr and Mo is preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less. When Cr and Mo are used in combination, it is recommended that the total amount be 1.5% or less.
  • Ti, Nb and V are elements which form precipitates such as carbides and nitrides in the steel plate and strengthen the steel plate, and also have the function of making polygonal ferrite grains finer by refining the former ⁇ grains.
  • Ti, Nb and V are each preferably contained in an amount of 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • each of Ti, Nb and V is preferably independently 0.15% or less, more preferably 0.12% or less, still more preferably 0.1% or less.
  • Each of Ti, Nb and V may be contained alone, or two or more arbitrarily selected elements may be contained.
  • Cu and Ni are elements that act effectively to stabilize ⁇ and generate residual ⁇ . These elements can be used alone or in combination. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain Cu and Ni individually by 0.05% or more, respectively, More preferably, it is 0.1% or more. However, if it contains Cu and Ni excessively, hot workability will deteriorate. Therefore, Cu and Ni are each preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less.
  • B is an element which effectively acts to form bainite and tempered martensite, similarly to the above-mentioned Mn, Cr and Mo. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain B 0.0005% or more, More preferably, it is 0.001% or more. However, when B is contained excessively, boride is formed in the steel sheet to deteriorate ductility. In addition, when B is contained excessively, the formation of high temperature region generated bainite is remarkably suppressed as in the case of the above-mentioned Cr and Mo. Accordingly, the B content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • Ca, Mg and rare earth elements are elements that act to finely disperse inclusions in the steel sheet.
  • each of Ca, Mg and a rare earth element be contained by 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more.
  • each of Ca, Mg and the rare earth element be 0.01% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • the above-mentioned rare earth element is a meaning including lanthanoid elements (15 elements from La to Lu), Sc (scandium) and Y (yttrium), and among these elements, it is selected from the group consisting of La, Ce and Y. Preferably, it contains at least one element, more preferably La and / or Ce.
  • the high strength steel plate is a step of heating a steel plate satisfying the above-mentioned component composition to a two-phase temperature range of 800 ° C. or more and Ac 3 point ⁇ 10 ° C. or less, and a step of holding and maintaining 50 seconds or more in the temperature range. And cooling the range of 600 ° C. or more at an average cooling rate of 20 ° C./s or less, and then any temperature satisfying 150 ° C. or more and 400 ° C. or less (where Ms point is 400 ° C.
  • a slab is hot-rolled according to a conventional method, and a cold-rolled steel plate obtained by cold-rolling the obtained hot-rolled steel plate is prepared.
  • the finish rolling temperature may be, for example, 800 ° C. or more, and the winding temperature may be, for example, 700 ° C. or less.
  • the cold rolling ratio may be, for example, 10% to 70%.
  • the cold-rolled steel sheet thus obtained is subjected to a soaking process. Specifically, heating is performed in a temperature range of 800 ° C. or more and Ac 3 point ⁇ 10 ° C. or less in a continuous annealing line, and the temperature is maintained for 50 seconds or more.
  • the heating temperature is set to Ac 3 point ⁇ 10 ° C. or less, preferably Ac 3 point ⁇ 15 ° C. or less, more preferably Ac 3 point ⁇ 20 ° C. or less.
  • the heating temperature is 800 ° C. or more, preferably 810 ° C. or more, more preferably 820 ° C. or more.
  • the soaking time maintained in the above temperature range is 50 seconds or more. If the soaking time is less than 50 seconds, the steel plate can not be uniformly heated, so the carbide remains undissolved, generation of residual ⁇ is suppressed, and reverse transformation to austenite does not proceed, so finally It becomes difficult to secure the fractions of bainite and tempered martensite, and the workability can not be improved. Therefore, the soaking time should be 50 seconds or more, preferably 100 seconds or more. However, when the soaking time is too long, the austenite grain size is increased, and accordingly, the polygonal ferrite grains are also coarsened, and the elongation and the local deformability tend to be deteriorated. Therefore, the soaking time is preferably 500 seconds or less, more preferably 450 seconds or less.
  • the average heating rate when heating the cold-rolled steel plate to the two-phase temperature range may be, for example, 1 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the range of 600 ° C. or more exceeds 20 ° C./sec, a predetermined amount of polygonal ferrite can not be secured, and the elongation decreases. Therefore, the average cooling rate is 20 ° C./s or less, preferably 15 ° C./s or less, more preferably 10 ° C./s or less.
  • cooling stop temperature T the average cooling rate in the range of less than 600 ° C. to the cooling stop temperature T may be denoted as “CR2”.
  • the cooling stop temperature T is 150 ° C. or more, preferably 160 ° C. or more, more preferably 170 ° C. or more.
  • the cooling stop temperature T exceeds 400 ° C. (however, if the Ms point is lower than 400 ° C., the martensite is not formed), and the bainite structure is complexed or the MA mixed phase is miniaturized.
  • the cooling stop temperature T is 400 ° C. or lower, provided that the Ms point is lower than 400 ° C.), preferably 380 ° C. or lower, provided that the Ms point is ⁇ 20 ° C. lower than 380 ° C., the Ms point is ⁇ 20 ° C. Or less, more preferably 350 ° C. or less, provided that the Ms point ⁇ 50 ° C. is lower than 350 ° C., the Ms point ⁇ 50 ° C. or less.
  • the Ms point can be calculated from the following formula (b) in which the ferrite fraction is taken into consideration in the formula described in the above "Leslie steel material science" (P. 231).
  • the Ms point prior to the production of the steel material, the Ms point may be calculated in advance using a steel material having the same composition, and the cooling stop temperature T may be set.
  • Vf means the ferrite fraction measurement value (area%) in this sample when the sample which reproduced the annealing pattern from heating and soaking to cooling separately was produced separately.
  • [] has shown content (mass%) of each element, and content of the element which is not contained in a steel plate is calculated as 0 mass%.
  • the average cooling rate in the temperature range from less than 600 ° C. to the cooling stop temperature T (hereinafter sometimes referred to as “temperature range less than 600 ° C.”) is 10 ° C./sec or more, preferably 15 ° C./sec or more More preferably, it is 20 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate in the temperature range of less than 600 ° C. is not particularly limited, but if the average cooling rate is too high, temperature control becomes difficult, so the upper limit may be, for example, about 100 ° C./second.
  • the relationship between CR1 and CR2 is not particularly limited, and the same cooling rate may be used as long as the predetermined average cooling rate is satisfied, but preferably the cooling rate is controlled so as to satisfy the relationship of CR2> CR1. It is desirable from the viewpoint of obtaining the desired metal structure.
  • untransformed austenite is further transformed to high temperature range formed bainite by austempering treatment held for a predetermined time in the T2 temperature range, the amount of formation is controlled, and carbon is enriched to austenite to form residual ⁇ .
  • the above-described desired metallographic structure and IQ distribution can be realized.
  • the combination of the holding in the T1 temperature range and the holding in the T2 temperature range exhibits an effect of suppressing the generation of the MA mixed phase. That is, after soaking at the predetermined temperature, cooling to the cooling stop temperature T at the predetermined average cooling rate, and holding in the T1 temperature range, martensite and low-temperature range bainite are generated, so untransformed Since the part is refined and the carbon concentration to the untransformed part is appropriately suppressed, the MA mixed phase is refined.
  • the T1 temperature range defined by the above equation (3) is specifically 150 ° C. or more and 400 ° C. or less.
  • untransformed austenite can be transformed to low temperature range bainite or martensite.
  • bainite transformation proceeds to finally generate residual ⁇ , and the MA mixed phase is also subdivided.
  • This martensite exists as hardened martensite immediately after transformation, but is tempered while being held in a T2 temperature range described later, and remains as tempered martensite. The tempered martensite does not adversely affect the elongation, stretch flangeability, or bendability of the steel sheet.
  • the T1 temperature range is set to 400 ° C. or less.
  • the temperature is 380 ° C. or less, more preferably 350 ° C. or less.
  • the lower limit of the T1 temperature range is 150 ° C. or more, preferably 160 ° C. or more, and more preferably 170 ° C. or more.
  • the time for holding in the T1 temperature range satisfying the above equation (3) is set to 10 to 200 seconds. If the holding time in the T1 temperature range is too short, the amount of low temperature range formation bainite formed will be small, and complexation of the bainite structure and refinement of the MA mixed phase can not be achieved, resulting in a decrease in elongation and stretch flangeability. In addition, as IQave decreases, ⁇ IQ increases, and a desired low temperature toughness may not be obtained. Therefore, the holding time in the T1 temperature range is 10 seconds or more, preferably 15 seconds or more, more preferably 30 seconds or more, and still more preferably 50 seconds or more.
  • the holding time in the T1 temperature range is 200 seconds or less, preferably 180 seconds or less, and more preferably 150 seconds or less.
  • the holding time in the T1 temperature range is the time when the surface temperature of the steel plate reaches 400 ° C. after soaking at a predetermined temperature and then cooling (provided that the Ms point is 400 ° C. or less, Ms From the point), it means the time until heating is started after holding in the T1 temperature range and the surface temperature of the steel sheet reaches 400 ° C. again.
  • the holding time in the T1 temperature range is the time of the section “x” in FIG.
  • the steel plate is allowed to pass through the T1 temperature range again because the steel sheet is cooled to room temperature after holding in the T2 temperature range as described later. It is not included in the retention time in the T1 temperature range. At the time of this cooling, the transformation is almost complete, so low temperature zone bainite is not formed.
  • the method of holding in the T1 temperature range satisfying the above equation (3) is not particularly limited as long as the holding time in the T1 temperature range is 10 to 200 seconds, and is shown, for example, in (i) to (iii) of FIG. A heat pattern may be adopted.
  • this invention is not the meaning limited to this, and as long as the requirements of this invention are satisfied, heat patterns other than the above can be adopted suitably.
  • FIG. 3 is an example in which the cooling is performed while controlling the average cooling rate from the soaking temperature to an arbitrary cooling stop temperature T as described above, and isothermally held at this cooling stop temperature T for a predetermined time After the constant temperature holding, heating is performed to any temperature that satisfies the above equation (4).
  • FIG. 3 shows the case where one-step temperature holding is performed, the present invention is not limited to this, but although not shown, the holding temperature is different within the range of T1 temperature range 2 The temperature may be maintained at or above stages.
  • (iii) in FIG. 3 After cooling while controlling the average cooling rate from the soaking temperature to an arbitrary cooling stop temperature T as described above, (iii) in FIG. 3 is heated for a predetermined time within the range of the T1 temperature range, It is an example heated to arbitrary temperature which satisfies a formula (4).
  • (iii) of FIG. 3 shows the case of performing one-step heating, the present invention is not limited to this, and although not shown, multi-stage heating of two or more steps having different heating rates may be performed. .
  • the T2 temperature range defined by the above formula (4) is specifically set to be more than 400 ° C. and 540 ° C. or less. By holding for a predetermined time in this temperature range, high temperature range product bainite and residual ⁇ can be generated. Although the influence of the holding temperature in the T2 temperature range on the IQ distribution is not clear, holding in the T2 temperature range provides a desired IQ distribution. When the temperature range is higher than 540 ° C., polygonal ferrite and pseudo-perlite are formed, a desired metal structure can not be obtained, and elongation can not be secured. Therefore, the upper limit of the T2 temperature range is set to 540 ° C. or less, preferably 500 ° C.
  • the lower limit of the T2 temperature range is 400 ° C. or more, preferably 420 ° C. or more, and more preferably 425 ° C. or more.
  • the time for holding in the T2 temperature range that satisfies the above equation (4) is 50 seconds or more. According to the present invention, even when the holding time in the T2 temperature range is about 50 seconds, the low temperature range generated bainite is generated in advance while being held for a predetermined time in the T1 temperature range. In order to promote the formation of the formed bainite, it is possible to secure the amount of formation of the high temperature range formed bainite. However, if the holding time is shorter than 50 seconds, a large amount of untransformed parts remain and the carbon enrichment is insufficient, so that hard hardened martensite is formed at the final cooling from the T2 temperature range.
  • the holding time in the T2 temperature range is short, IQave tends to decrease, and in order to obtain the desired IQ distribution, it is effective to set the holding time to 50 seconds or more. From the viewpoint of improving productivity, it is preferable to keep the holding time in the T2 temperature range as short as possible, but in order to reliably generate high temperature range generated bainite, 90 seconds or more is preferable, and more preferably 120 seconds or more.
  • the upper limit of holding in the T2 temperature range is not particularly limited, but the formation of high temperature range bainite is saturated and the productivity is lowered even if held for a long time. Furthermore, the enriched carbon precipitates as a carbide and can not secure the residual ⁇ , and the elongation is degraded. Therefore, it is preferable to set the holding time in the T2 temperature range to 1800 seconds or less. More preferably, it is 1500 seconds or less, more preferably 1000 seconds or less.
  • the holding time in the T2 temperature range is the time of the section of "y" in FIG.
  • the time for passing during this cooling is the residence time in the T2 temperature range Not included in At the time of cooling, the residence time is too short, so transformation hardly occurs, and high temperature zone product bainite is not generated.
  • the method of holding the temperature in the T2 temperature range satisfying the above equation (4) is not particularly limited as long as the residence time held in the T2 temperature range is 50 seconds or more, like the heat pattern in the T1 temperature range, the T2 temperature range
  • the temperature may be kept constant at any temperature in the above, or may be cooled or heated within the T2 temperature range.
  • the temperature is maintained in the T2 temperature range on the high temperature side, but low temperature range generated bainite or the like generated in the T1 temperature range is heated to the T2 temperature range.
  • the lath interval that is, the average interval of residual ⁇ and / or carbides does not change.
  • an electro-galvanized layer (EG: Electro-Galvanizing), a hot-dip galvanized layer (GI: Hot Dip Galvanized), or an alloyed hot-dip galvanized layer (GA: Alloyed Hot Dip Galvanized) is formed.
  • EG Electro-Galvanizing
  • GI Hot Dip Galvanized
  • GA alloyed hot-dip galvanized layer
  • the conditions for forming the electrogalvanized layer, the hot dip galvanized layer, or the galvannealed layer are not particularly limited, and a conventional galvanizing process, a hot dip galvanizing process, or an alloying process can be employed.
  • electrogalvanized steel plates hereinafter sometimes referred to as "EG steel plates”
  • GI steel plates hot-dip galvanized steel plates
  • GA steel plates alloyed galvanized steel plates
  • the steel sheet may be dipped in a plating bath adjusted to a temperature of about 430 to 500 ° C., applied with hot dip galvanization, and then cooled.
  • the steel sheet is heated to a temperature of about 500 to 540 ° C., alloying is performed, and cooling is performed.
  • GI steel plate after holding in the above-mentioned T2 temperature range, it is made to immerse in the plating bath adjusted in the above-mentioned temperature range in the above-mentioned T2 temperature range, without cooling to room temperature. And then allowed to cool.
  • an alloying treatment may be subsequently performed.
  • the time required for hot-dip galvanizing and the time required for the alloying treatment may be controlled by being included in the holding time in the T2 temperature range.
  • the amount of zinc plating adhesion is also not particularly limited, and may be, for example, about 10 to 100 g / m 2 per one side.
  • the technique of the present invention can be suitably adopted particularly for thin steel plates having a thickness of 3 mm or less.
  • the high strength steel plate according to the present invention has excellent tensile strength of 590 MPa or more, excellent elongation, good local deformability and low temperature toughness, and is excellent in workability.
  • the low temperature toughness is also good, and for example, brittle fracture in a low temperature environment of -20 ° C or less can be suppressed.
  • This high strength steel plate is suitably used as a material of structural parts of a car.
  • frontal and rear side members for example, frontal and rear side members, frontal parts such as crash boxes, reinforcements such as pillars (for example, center pillar reinforcement), roof rail reinforcements, side sills, floor members, Body parts such as kick parts, bumper reinforcements, impact-absorbing parts such as door impact beams, seat parts, etc. may be mentioned.
  • reinforcements such as pillars (for example, center pillar reinforcement), roof rail reinforcements, side sills, floor members
  • Body parts such as kick parts, bumper reinforcements, impact-absorbing parts such as door impact beams, seat parts, etc.
  • Warm processing means molding at a temperature range of about 50 to 500 ° C.
  • the obtained experimental slab was hot-rolled and then cold-rolled and then continuously annealed to produce a test material.
  • Specific conditions are as follows.
  • the laboratory slab is heated and held at 1250 ° C. for 30 minutes, and then hot rolled so that the rolling reduction is about 90% and the finish rolling temperature is 920 ° C. From this temperature, winding is performed at an average cooling rate of 30 ° C./sec. It was cooled to a temperature of 500 ° C. and wound up. After winding, it was held at a winding temperature of 500 ° C. for 30 minutes and then furnace cooled to room temperature to produce a hot-rolled steel plate having a thickness of 2.6 mm.
  • the obtained hot rolled steel sheet was pickled to remove surface scale, and cold rolling was performed at a cold rolling ratio of 46% to produce a cold rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm.
  • the obtained cold rolled steel sheet is heated to “soaking temperature (° C.)” shown in Table 2 below, kept for “soaking time (seconds)” shown in Table 2 and kept uniform, then the pattern shown in Table 2
  • the specimen was manufactured by continuous annealing according to i to iii. Some of the cold rolled steel plates were subjected to a pattern such as step cooling different from the patterns i to iii. These were described as "-" in the "pattern” column in Table 2. Moreover, after soaking, the average cooling rate in the range of 600 ° C. or higher was taken as “slow cooling rate (° C./s)”.
  • Table 2 also shows the time (seconds) until reaching the holding temperature in the T2 temperature range from the time when the holding is completed in the T1 temperature range as “time (seconds) between T1 ⁇ T2". Also, in Table 2, “Retention time in T1 temperature range (seconds)” corresponding to the stay time in the section “x” in FIG. 3 and “stay time in the section” y “in FIG. The holding time (seconds) in the T2 temperature range is shown. After holding in the T2 temperature range, cooling was performed at room temperature with an average cooling rate of 5 ° C./sec.
  • test material 5 using steel type A (hereinafter abbreviated as "No. A-5".
  • No. A-5 steel type A
  • the T1 temperature range specified in the present invention After cooling to “quench stop temperature T” 460 ° C., the “holding time at T1” is 0 seconds, that is, it is an example of heating immediately to the T2 temperature range without holding in the T1 temperature range.
  • Electro-galvanized (EG) treatment The test material was immersed in a galvanizing bath at 55 ° C., subjected to electroplating treatment at a current density of 30 to 50 A / dm 2 , washed with water and dried to obtain an EG steel plate.
  • the zinc plating adhesion amount was 10 to 100 g / m 2 per side.
  • the test material was immersed in a hot-dip galvanizing bath at 450 ° C. for plating, and then cooled to room temperature to obtain a GI steel plate.
  • the zinc plating adhesion amount was 10 to 100 g / m 2 per side.
  • No. K-1 is an example in which, after continuous annealing in accordance with a predetermined pattern, galvanizing (GI) treatment is performed in the T2 temperature range without cooling. That is, after holding at “holding temperature (° C.)” in the T2 temperature range shown in Table 2, “holding time at holding temperature (seconds)”, without cooling, subsequently to a hot dip galvanizing bath at 460 ° C. 5 This is an example in which immersion is carried out for a second, galvanizing is carried out, then slow cooling is carried out over 20 seconds to 440 ° C., and then cooling is performed at room temperature with an average cooling rate of 5 ° C./s.
  • GI galvanizing
  • no. I-1 and M-4 are examples in which, after continuous annealing in accordance with a predetermined pattern, galvanizing and alloying treatment are performed in the T2 temperature range without cooling. That is, after holding at “holding temperature (° C.)” in the T2 temperature range shown in Table 2, “holding time at holding temperature (seconds)”, without cooling, subsequently to a hot dip galvanizing bath at 460 ° C. 5 This is an example in which immersion is performed for a second, galvanizing is performed, and then heating to 500 ° C. and holding at this temperature for 20 seconds to perform alloying treatment and cooling to room temperature at an average cooling rate of 5 ° C./second.
  • washing processes such as alkaline aqueous solution immersion degreasing, water washing, and acid washing, were performed suitably.
  • test materials meaning including cold-rolled steel plate, EG steel plate, GI steel plate, GA steel plate, and so on.
  • the average distance between residual ⁇ and carbide observed as white or light gray was measured based on the method described above.
  • the area ratio of high-temperature area-produced bainite and low-temperature area-produced bainite distinguished by these average intervals was measured by a point counting method.
  • the area ratio a (area%) of the polygonal ferrite, the area ratio b (area%) of the high temperature region generated bainite, and the total area ratio c (area%) of the low temperature region generated bainite and the tempered martensite are shown in Table 3 below.
  • B means bainite
  • M means martensite
  • PF means polygonal ferrite.
  • the total area ratio (area%) of the said area ratio a, the area ratio b, and the total area ratio c is also shown collectively.
  • the surface of the cross section parallel to the rolling direction of the test material is polished and repeller-corrosioned, and the 1 ⁇ 4 position of the plate thickness is observed using an optical microscope for 5 fields of view at an observation magnification of 1000 ⁇ .
  • the equivalent circle diameter d of the MA mixed phase in which martensite was complexed was measured.
  • the proportion of the number of MA mixed phases in which the equivalent circle diameter d in the observed cross section exceeds 7 ⁇ m was calculated relative to the total number of MA mixed phases. If the number ratio is 0% or more and less than 15%, it is accepted (OK), and if it is 15% or more, it is rejected (NG).
  • the evaluation results are shown in Table 3 below. Show.
  • the angle between the die and the punch was 90 °, and the V-bending test was performed by changing the tip radius of the punch in 0.5 mm steps, and the punch tip radius which can be bent without generation of cracks was determined as the limit bending radius.
  • a measurement result is shown in the column of "limit bending R (mm)" of Table 4 below.
  • the presence or absence of the crack generation was observed using a loupe, and it was judged on the basis of no hair crack generation.
  • the Erichsen value was measured by performing an Erichsen test based on JIS Z2247.
  • the test piece used what was cut out from the sample material so that it might be set to 90 mm x 90 mm x thickness 1.4 mm.
  • the Erichsen test was performed using a punch having a diameter of 20 mm. The measurement results are shown in the column of "Erichsen value (mm)" in Table 4 below.
  • the low temperature toughness was evaluated by the brittle fracture surface percentage (%) at the time of the Charpy impact test at ⁇ 20 ° C. based on JIS Z2242.
  • the specimen width was 1.4 mm, which is the same as the plate thickness.
  • As the test piece a V-notch test piece cut out from the test material was used such that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the test material. The measurement results are shown in Table 4 below ("Low-temperature toughness (%)").
  • TS tensile strength
  • EL elongation
  • ⁇ stretch flangeability
  • R bendability
  • Erichsen value is evaluated according to the tensile strength (TS).
  • the low temperature toughness was uniformly determined to have a brittle fracture rate of 10% or less in a Charpy impact test at -20 ° C.
  • TS tensile strength
  • No. A-3 is an example in which the soaking time is too short.
  • the residual ⁇ was small because the carbides remained undissolved. Therefore, the growth (EL) and Erichsen value deteriorated.
  • No. A-4 is an example in which the cooling stop temperature after soaking is high and is not maintained in the T1 temperature range.
  • low temperature bainite and the like hardly form and martensite can hardly be formed, so that the compounding of the bainitic structure is insufficient and refinement of the MA mixed phase can not be achieved. Therefore, the stretch flangeability ( ⁇ ) deteriorated.
  • both IQave (formula (1)) and ⁇ IQ (formula (2)) were out of the specified range, and low temperature toughness was poor.
  • No. A-5 is an example in which, after soaking, it is held at 440 ° C. on the high temperature side exceeding the T1 temperature range, and then step cooling held at 320 ° C. on the low temperature side below the T2 temperature range is performed. That is, since the holding time in the T1 temperature region and the T2 temperature region is too short, the amount of low temperature region generated bainite and the like decreases, and a large amount of coarse MA mixed phase is generated. Therefore, stretch flangeability ( ⁇ ) and bendability (R) deteriorated. Further, ⁇ IQ (equation (2)) was out of the specified range, and the low temperature toughness was bad.
  • No. B-3 is an example in which the holding time (seconds) in the T1 temperature range is too short.
  • low temperature region formation bainite and the like are hardly generated, and the complexation of the bainite structure is insufficient. Therefore, the stretch flangeability ( ⁇ ) and the Erichsen value deteriorated. Further, ⁇ IQ (equation (2)) was out of the specified range, and the low temperature toughness was bad.
  • No. B-4 is an example where the soaking temperature is too high.
  • the heating temperature is too high, polygonal ferrite can not be sufficiently secured, and on the other hand, the amount of low temperature zone generated bainite and the like increases. Therefore, growth (EL) was bad.
  • No. C-3 is an example in which the average cooling rate “quenching rate (° C./s)” when cooling to an arbitrary cooling stop temperature T in the T1 temperature range after soaking is too slow.
  • the average cooling rate “quenching rate (° C./s)” when cooling to an arbitrary cooling stop temperature T in the T1 temperature range after soaking is too slow.
  • the amount of bainite formed in the high temperature region was also small. Therefore, the growth (EL) and Erichsen value deteriorated. Further, ⁇ IQ (equation (2)) was out of the specified range, and the low temperature toughness was bad.
  • No. C-4 is an example in which the holding time in the T2 temperature range is too short.
  • the amount of formation of bainite in the high temperature region is small, the amount of untransformed austenite remains, and the carbon concentration is insufficient. Therefore, while cooling from the T2 temperature region, a large amount of hard quenched martensite is generated. A coarse MA mixed phase was formed. Therefore, elongation (EL) and stretch flangeability ( ⁇ ) deteriorated.
  • both IQave (formula (1)) and ⁇ IQ (formula (2)) were out of the specified range, and low temperature toughness was poor.
  • No. D-4 is an example of cooling to 80 ° C. of “cooling stop temperature (° C.)” below the T1 temperature range after soaking and maintaining the temperature as it is below the T1 temperature range.
  • the generation amount of high temperature region generated bainite can not be secured. Therefore, growth (EL) and Erichsen value were bad.
  • No. E-2 is an example in which the holding time in the T1 temperature range is too long and the holding temperature in the T2 temperature range is too low. In this example, high temperature region generated bainite can not be secured. Therefore, the growth (EL) and Erichsen value deteriorated.
  • No. H-1 is an example of step cooling after holding at the high temperature side of 420 ° C. corresponding to the T1 temperature range after soaking and then holding it at the low temperature side of 380 ° C. corresponding to the T2 temperature range.
  • a cooling pattern different from the manufacturing method of the present invention for performing austempering in a T2 temperature range for a predetermined time after supercooling was performed, both IQave (formula (1)) and ⁇ IQ (formula (2)) are prescribed. It was out of range and the low temperature toughness was bad.
  • No. M-2 is an example in which the holding time in the T1 temperature range is too long.
  • the amount of bainite produced in the high temperature region can not be secured, and the amount of residual ⁇ is insufficient. Therefore, the growth (EL) deteriorated.
  • No. M-3 is an example in which the holding temperature in the T1 temperature range is too high.
  • the amount of high-temperature region-produced bainite could not be secured, and the amount of residual ⁇ was also small. Therefore, the growth (EL) and Erichsen value deteriorated.
  • No. N-1 is an example where the amount of C is too small. In this example, the amount of residual ⁇ was small. Therefore, the growth (EL) and Erichsen value deteriorated.
  • No. O-1 is an example where the amount of Si is too small. In this example, the amount of residual ⁇ was small. Therefore, the growth (EL) and Erichsen value deteriorated.
  • No. P-1 is an example where the amount of Mn is too small.
  • hardening since hardening is not sufficiently performed, ferrite is formed during cooling, the formation of low temperature range bainite and the like and high temperature range bainite is suppressed, and the amount of residual ⁇ is small, and the elongation (EL) And Erichsen values have deteriorated. Further, ⁇ IQ (equation (2)) was out of the specified range, and the low temperature toughness was bad.

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Abstract

　本発明の高強度鋼板は、所定の成分組成を満足する鋼板であり、該鋼板の金属組織は、各所定の面積率を有するポリゴナルフェライト、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト、残留オーステナイトで構成されており、且つ電子線後方散乱回折法による所定の結晶粒の各平均ＩＱを用いた分布が、下記式（１）、（２）を満足する。本発明によれば、引張強度が５９０ＭＰａ以上であっても加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板を実現できる。　（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０・・・（１）　σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５・・・（２）

Description

加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
　本発明は、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法に関する。
　自動車業界では、ＣＯ2排出規制など、地球環境問題への対応が急務となっている。一方、乗客の安全性確保という観点から、自動車の衝突安全基準が強化され、乗車空間における安全性を充分に確保できる構造設計が進められている。これらの要求を同時に達成するには、自動車の構造部材として引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を用い、これを更に薄肉化して車体を軽量化することが有効である。しかし一般に、鋼板の強度を大きくすると加工性が劣化するため、上記高強度鋼板を自動車部材に適用するには加工性の改善は避けられない課題である。
　強度と加工性を兼ね備えた鋼板としては、金属組織がフェライトとマルテンサイトからなるＤＰ（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ）鋼板や、残留オーステナイト（以下、「残留γ」ということがある）の変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：変態誘起塑性）鋼板が知られている。
　特にＴＲＩＰ鋼板の強度と伸びを向上させるには、残留γを含む金属組織とすることが有効であることが知られている。
　例えば特許文献１には、鋼板の金属組織を、マルテンサイトおよび残留γがフェライト中に混在する複合組織とすることによって、ＴＲＩＰ鋼板の強度と加工性、特に伸びを向上できることが開示されている。
　また特許文献２には、鋼板の金属組織を、フェライト、残留γ、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含む組織とすることによって、強度（ＴＳ：Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）と伸び（ＥＬ：Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）のバランス、具体的には、ＴＳ×ＥＬを改善してＴＲＩＰ鋼板のプレス成形性を向上させる技術が開示されている。特に残留γは、鋼板の伸び向上作用を有することが開示されている。
　上記特性に加えて高強度鋼板には、低温での衝突安全性向上のため低温靭性の向上が望まれているが、ＴＲＩＰ鋼板は低温靭性に劣ることが知られている。上記特許文献１、２でも低温靭性については全く考慮されていない。
　引張強度が７８０ＭＰａ超級であり、かつ優れた低温靭性を有する鋼材を製造するためには、焼戻しマルテンサイトや低温域生成ベイナイトの微細化が有効であると考えられている。焼戻しマルテンサイトや低温域生成ベイナイトを微細化するためには、変態前のオーステナイトの微細化が必要であり、例えば制御圧延やオーステナイト再結晶域で圧延を施せばオーステナイトを微細化できることが知られている。
　例えば特許文献３には、オーステナイトの未再結晶域である７８０℃以下で仕上げ圧延を施すことで組織を微細化し、優れた低温靭性を有する鋼材が開示されている。
特許第３５２７０９２号公報 特許第５０７６４３４号公報 特開平５―２４０３５５号公報
　近年、鋼板の加工性に対する要求が益々厳しくなっており、例えばピラーやメンバーなどに用いる鋼板には、より厳しい条件で張り出し成形や絞り成形することが求められている。そのためＴＲＩＰ鋼板には、強度と伸びを劣化させることなく、伸びフランジ性（λ）や曲げ性（Ｒ）などの局所変形能を改善することが求められている。しかしながらこれまでに提案されているＴＲＩＰ鋼板は、加工中に残留γが非常に硬いマルテンサイトに変態するため、伸びフランジ性や曲げ性などの局所変形能に劣るという問題があった。
　またＴＲＩＰ鋼板は強度上昇に伴い、低温靭性が劣化する傾向にあるため、低温環境下での脆性破断が問題となっていた。
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板について、加工性、特に伸びと局所変形能に優れており、且つ、低温靭性に優れた特性を有する高強度鋼板、およびその製造方法を提供することにある。
　上記課題を解決し得た本発明とは、質量％で、Ｃ：０．１０～０．５％、Ｓｉ：１．０～３％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．００５～１．０％、Ｐ：０％超０．１％以下、およびＳ：０％超０．０５％以下を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを含み、
（１）金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、
（１ａ）前記ポリゴナルフェライトの面積率ａが金属組織全体に対して５０％超であり、
（１ｂ）前記ベイナイトは、
　隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトと、
　隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、
　前記高温域生成ベイナイトの面積率ｂが金属組織全体に対して５～４０％、
　前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率ｃが金属組織全体に対して５～４０％を満足し、
（２）飽和磁化法で測定した前記残留オーステナイトの体積率が金属組織全体に対して５％以上、
（３）電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）で測定される方位差３°以上の境界で囲まれる領域を結晶粒と定義したときに、該結晶粒のうち体心立方格子（体心正方格子含む）の結晶粒毎に解析したＥＢＳＤパターンの鮮明度に基づく各平均ＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ）を用いた分布が、下記式（１）、（２）を満足することに要旨を有する。
　　（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０・・・（１）
　　σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５・・・（２）
　　（式中、
　　　ＩＱａｖｅは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの平均値
　　　ＩＱｍｉｎは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最小値
　　　ＩＱｍａｘは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最大値
　　　σＩＱは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの標準偏差を表す）
　本発明においては、前記金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ混合相が存在している場合には、前記ＭＡ混合相の全個数に対して、円相当直径ｄが７μｍ超を有するＭＡ混合相の個数割合が０％以上１５％未満であることも好ましい実施態様である。
　更に前記ポリゴナルフェライト粒の平均円相当直径Ｄが、０μｍ超１０μｍ以下であることも好ましい実施態様である。
　また本発明の前記鋼板は、以下の（ａ）～（ｅ）の少なくとも１つを含有することが好ましい。
（ａ）Ｃｒ：０％超１％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下、およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（ｄ）Ｂ：０％超０．００５％以下
（ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、および希土類元素：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
　更に本発明の前記鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を有していることも好ましい。
　また本発明には上記高強度鋼板を製造する方法も包含されており、上記成分組成を満足する鋼材を８００℃以上、Ａｃ3点－１０℃以下の温度域に加熱する工程と、
　該温度域で５０秒間以上保持して均熱した後、６００℃以上の範囲を平均冷却速度２０℃／秒以下で冷却し、その後、
　１５０℃以上、４００℃以下（但し、下記式で表されるＭｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点以下）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、且つ下記式（３）を満たす温度域で、１０～２００秒保持し、
　次いで、下記式（４）を満たす温度域に加熱し、この温度域で５０秒間以上保持してから冷却することに要旨を有する。
　　　１５０℃≦Ｔ１（℃）≦４００℃　　・・・（３）
　　　４００℃＜Ｔ２（℃）≦５４０℃　　・・・（４）
　　　Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｖｆ／１００）－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］
　式中、Ｖｆは別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値を意味する。また式中、［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算する。
　更に本発明の上記製造方法には、上記（４）を満たす温度域で保持した後、冷却し、次いで電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行うこと、あるいは上記式（４）を満たす温度域で溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行うことも含まれる。
　本発明によれば、金属組織全体に対する面積率が５０％を超えるようにポリゴナルフェライトを生成させたうえで、低温域で生成するベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト（以下、「低温域生成ベイナイト等」と表記することがある）と、高温域で生成するベイナイト（以下、「高温域生成ベイナイト」と表記することがある）とを両方生成させ、かつ電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）にて測定した体心立方格子（ＢＣＣ：Ｂｏｄｙ　Ｃｅｎｔｅｒｅｄ　Ｃｕｂｉｃ）結晶（体心正方格子（ＢＣＴ：Ｂｏｄｙ　Ｃｅｎｔｅｒｅｄ　Ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ）結晶含む、以下同じ）の結晶粒ごとのＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ）分布が、式（１）、式（２）を満足するように制御することによって、５９０ＭＰａ以上の高強度域であっても伸びと局所変形能が良好な加工性に優れると共に、低温靭性にも優れた高強度鋼板を実現できる。また本発明によれば、該高強度鋼板の製造方法を提供できる。
図１は、隣接する残留オーステナイトおよび／または炭化物の平均間隔の一例を示す模式図である。 図２Ａは、旧γ粒内に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の両方が混合して生成している様子を模式的に示す図である。 図２Ｂは、旧γ粒毎に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等が夫々生成している様子を模式的に示す図である。 図３は、Ｔ１温度域とＴ２温度域におけるヒートパターンの一例を示す模式図である。 図４は、式（１）が０．４０未満であって、式（２）が０．２５以下のＩＱ分布図である。 図５は、式（１）が０．４０以上であって、式（２）が０．２５超のＩＱ分布図である。 図６は、式（１）が０．４０以上であって、式（２）が０．２５以下のＩＱ分布図である。
　本発明者らは、引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板の加工性、特に伸びと局所変形能、および低温靭性を改善するために検討を重ねてきた。その結果、
（１）鋼板の金属組織を、ポリゴナルフェライト主体、具体的には、金属組織全体に対する面積率が５０％超としたうえで、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留γを含む混合組織とし、特にベイナイトとして、
（１ａ）隣接する残留γ同士、隣接する炭化物同士、或いは隣接する残留γと隣接する炭化物（以下、これらをまとめて「残留γ等」と表記することがある。）の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトと、
（１ｂ）残留γ等の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイトの２種類のベイナイトを生成させれば、伸びを劣化させることなく局所変形能を改善した加工性に優れた高強度鋼板を提供できること、
（２）具体的には、上記高温域生成ベイナイトは鋼板の伸び向上に寄与し、上記低温域生成ベイナイトは鋼板の局所変形能向上に寄与すること、
（３）さらに体心立方格子（体心正方格子含む）の結晶粒ごとのＩＱ分布が、式（１）［（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０］、および式（２）［（σＩＱ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５］の関係を満足するよう制御することで、低温靭性に優れた高強度鋼板を提供できること、
（４）上記ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを所定量生成させ、かつ上記式（１）、式（２）を満足する所定のＩＱ分布を実現するには、所定の成分組成を満足する鋼板を８００℃以上、Ａｃ3点－１０℃以下の二相温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱した後、６００℃以上の範囲を平均冷却速度２０℃／秒以下で冷却し、その後、１５０℃以上、４００℃以下、但し、Ｍｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点以下を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、且つ式（３）［１５０℃≦Ｔ１（℃）≦４００℃］を満たすＴ１温度域で、１０～２００秒間保持した後、式（４）［４００℃＜Ｔ２（℃）≦５４０℃］を満たすＴ２温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持すればよいことを見出し、本発明を完成した。
　まず、本発明に係る高強度鋼板を特徴づける金属組織について説明する。
　《金属組織について》
　本発明に係る高強度鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留γを含む混合組織である。
　［ポリゴナルフェライト］
　本発明の鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライトを主体としている。主体とは、金属組織全体に対する面積率が５０％超であることを意味する。ポリゴナルフェライトは、ベイナイトに比べて軟質であり、鋼板の伸びを高めて加工性を改善するのに作用する組織である。こうした作用を発揮させるには、ポリゴナルフェライトの面積率は、金属組織全体に対して５０％超、好ましくは５５％以上、より好ましくは６０％以上とする。ポリゴナルフェライトの面積率の上限は、飽和磁化法で測定される残留γの占積率を考慮して決定されるが、例えば、８５％である。
　上記ポリゴナルフェライト粒の平均円相当直径Ｄは、０μｍ超１０μｍ以下であることが好ましい。ポリゴナルフェライト粒の平均円相当直径Ｄを小さくし、細かく分散させることによって、鋼板の伸びを一段と向上させることができる。この詳細なメカニズムは明らかではないが、ポリゴナルフェライトを微細化することによって、金属組織全体に対するポリゴナルフェライトの分散状態が均一になるため、不均一な変形が起こりにくくなり、これが伸びの一層の向上に寄与していると考えられる。すなわち、本発明の鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留γの混合組織で構成されている場合、ポリゴナルフェライト粒の粒径が大きくなると、個々の組織の大きさにバラツキが生じる。そのため、不均一な変形が生じて歪みが局所的に集中して加工性、特に、ポリゴナルフェライト生成による伸び向上作用を改善することが難しくなると考えられる。従ってポリゴナルフェライトの平均円相当直径Ｄは、好ましくは１０μｍ以下、より好ましくは８μｍ以下、更に好ましくは５μｍ以下、特に好ましくは４μｍ以下である。
　上記ポリゴナルフェライトの面積率および平均円相当直径Ｄは、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察することによって測定できる。
　［ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト］
　本発明の鋼板は、ベイナイトが、高温域生成ベイナイトと、高温域生成ベイナイトに比べて強度が高い低温域生成ベイナイトとの複合組織から構成されているところに特徴がある。高温域生成ベイナイトは鋼板の伸び向上に寄与し、低温域生成ベイナイトは鋼板の局所変形能向上に寄与する。そしてこれら２種類のベイナイト組織を含むことにより、鋼板の伸びを劣化させることなく、局所変形能を向上させることができ、鋼板の加工性全般を高めることができる。これは強度レベルの異なるベイナイト組織を複合化することによって不均一変形が生じるため、加工硬化能が上昇することに起因すると考えられる。
　上記高温域生成ベイナイトとは、ベイナイト生成域の中でも比較的高温域で生成するベイナイトであり、主に４００℃超、５４０℃以下のＴ２温度域で生成するベイナイト組織である。高温域生成ベイナイトは、ナイタール腐食した鋼板断面をＳＥＭ観察したときに、残留γ等の平均間隔が１μｍ以上になっている組織である。
　一方、上記低温域生成ベイナイトとは、比較的低温域で生成するベイナイトであり、主として１５０℃以上、４００℃以下のＴ１温度域で生成するベイナイト組織である。低温域生成ベイナイトは、ナイタール腐食した鋼板断面をＳＥＭ観察したときに、残留γ等の平均間隔が１μｍ未満になっている組織である。
　ここで「残留γ等の平均間隔」とは、鋼板断面をＳＥＭ観察したとき、隣接する残留γ同士の中心位置間距離、隣接する炭化物同士の中心位置間距離、または隣接する残留γと隣接する炭化物との中心位置間距離を測定した結果を平均した値である。上記中心位置間距離は、最も隣接している残留γおよび／または炭化物について測定したときに、残留γや炭化物の中心位置を求め、この中心位置間の距離を意味する。中心位置は、残留γや炭化物の長径と短径を決定し、長径と短径が交差する位置とする。
　但し、残留γや炭化物がラスの境界上に析出する場合は、複数の残留γと炭化物が連なってその形態は針状または板状になるため、中心位置間距離は、残留γおよび／または炭化物間の距離ではなく、図１に示すように、残留γおよび／または炭化物１が長径方向に連なって形成する線と線の間隔、すなわち、ラス間距離を中心位置間距離２とする。
　また、焼戻しマルテンサイトは、上記低温域生成ベイナイトと同様の作用を有する組織であり、鋼板の局所変形能向上に寄与する。なお、上記低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、ＳＥＭ観察では区別できないため、本発明では、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトをまとめて「低温域生成ベイナイト等」と呼ぶこととする。
　本発明において、ベイナイトを上記のように生成温度域の相違および残留γ等の平均間隔の相違によって「高温域生成ベイナイト」と「低温域生成ベイナイト等」に区別した理由は、一般的な学術的組織分類ではベイナイトを明瞭に区別し難いからである。例えば、ラス状のベイナイトとベイニティックフェライトは、変態温度に応じて上部ベイナイトと下部ベイナイトに分類される。しかし本発明のようにＳｉを１．０％以上と多く含む鋼種では、ベイナイト変態に伴う炭化物の析出が抑制されるため、ＳＥＭ観察では、マルテンサイト組織も含めてこれらを区別することは困難である。そこで本発明では、ベイナイトを学術的な組織定義により分類するのではなく、上記のように生成温度域の相違および残留γ等の平均間隔に基づいて区別した。
　高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の分布状態は特に限定されず、旧γ粒内に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の両方が生成していてもよいし、旧γ粒毎に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等が夫々生成していてもよい。
　高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の分布状態を模式的に図２Ａ、Ｂに示す。図中では、高温域生成ベイナイト５には斜線を付し、低温域生成ベイナイト等６には細かい点々を付した。図２Ａは、旧γ粒内に高温域生成ベイナイト５と低温域生成ベイナイト等６の両方が混合して生成している様子を示し、図２Ｂは、旧γ粒毎に高温域生成ベイナイト５と低温域生成ベイナイト等６が夫々生成している様子を示す。各図中に示した黒丸は、ＭＡ混合相３を示している。ＭＡ混合相については後述する。
　本発明では、金属組織全体に占める高温域生成ベイナイトの面積率をｂとし、金属組織全体に占める低温域生成ベイナイト等の合計面積率をｃとしたとき、該面積率ｂおよびｃは、いずれも５～４０％を満足することが必要である。ここで、低温域生成ベイナイトの面積率ではなく、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率を規定した理由は、前述したようにＳＥＭ観察ではこれらの組織を区別できないからである。
　上記面積率ｂは、５～４０％とする。高温域生成ベイナイトの生成量が少な過ぎると鋼板の伸びが低下して加工性を改善できない。従って上記面積率ｂは５％以上、好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上である。しかし高温域生成ベイナイトの生成量が過剰になると低温域生成ベイナイト等との生成量のバランスが悪くなり、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の複合化による効果が発揮されない。従って高温域生成ベイナイトの面積率ｂは４０％以下、好ましくは３５％以下、より好ましくは３０％以下、更に好ましくは２５％以下とする。
　また、上記合計面積率ｃは、５～４０％とする。低温域生成ベイナイト等の生成量が少な過ぎると鋼板の局所変形能が低下して加工性を改善できない。従って上記合計面積率ｃは５％以上、好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上である。しかし低温域生成ベイナイト等の生成量が過剰になると高温域生成ベイナイトとの生成量のバランスが悪くなり、低温域生成ベイナイト等と高温域生成ベイナイトの複合化による効果が発揮されない。従って低温域生成ベイナイト等の面積率ｃは４０％以下、好ましくは３５％以下、より好ましくは３０％以下、更に好ましくは２５％以下とする。
　上記面積率ｂと上記合計面積率ｃの関係は、それぞれの範囲が上記範囲を満足していれば特に限定されず、ｂ＞ｃ、ｂ＜ｃ、ｂ＝ｃのいずれの態様も含まれる。
　高温域生成ベイナイトと、低温域生成ベイナイト等の混合比率は、鋼板に要求される特性に応じて定めればよい。具体的には、鋼板の加工性のうち局所変形能；特に、伸びフランジ性（λ）を一層向上させるには、高温域生成ベイナイトの比率をできるだけ小さくし、低温域生成ベイナイト等の比率をできるだけ大きくすればよい。一方、鋼板の加工性のうち伸びを一層向上させるには、高温域生成ベイナイトの比率をできるだけ大きくし、低温域生成ベイナイト等の比率をできるだけ小さくすればよい。また、鋼板の強度を一層高めるには、低温域生成ベイナイト等の比率をできるだけ大きくし、高温域生成ベイナイトの比率をできるだけ小さくすればよい。
　なお、本発明において、ベイナイトには、ベイニティックフェライトも含まれる。ベイナイトは炭化物が析出した組織であり、ベイニティックフェライトは炭化物が析出していない組織である。
　［ポリゴナルフェライト＋ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト］
　本発明では、上記ポリゴナルフェライトの面積率ａ、上記高温域生成ベイナイトの面積率ｂ、および上記低温域生成ベイナイト等の合計面積率ｃの合計（以下、「ａ＋ｂ＋ｃの合計面積率」という）が、金属組織全体に対して７０％以上を満足していることが好ましい。ａ＋ｂ＋ｃの合計面積率が７０％を下回ると、伸びが劣化することがある。ａ＋ｂ＋ｃの合計面積率は、より好ましくは７５％以上、更に好ましくは８０％以上である。ａ＋ｂ＋ｃの合計面積率の上限は、飽和磁化法で測定される残留γの占積率を考慮して決定されるが、例えば、１００％である。
　［残留γ］
　残留γは、鋼板が応力を受けて変形する際にマルテンサイトに変態することによって変形部の硬化を促し、歪の集中を防ぐ効果があり、それにより均一変形能が向上して良好な伸びを発揮する。こうした効果は、一般的にＴＲＩＰ効果と呼ばれている。
　これらの効果を発揮させるために、金属組織全体に対する残留γの体積率は、飽和磁化法で測定したとき、５体積％以上含有させる必要がある。残留γは、好ましくは８体積％以上、より好ましくは１０体積％以上である。しかし残留γの生成量が多くなり過ぎると、後述するＭＡ混合相も過剰に生成し、ＭＡ混合相が粗大化し易くなるため、局所変形能、特に伸びフランジ性および曲げ性を低下させてしまう。従って残留γの上限は好ましくは３０体積％以下程度、より好ましくは２５体積％以下である。
　残留γは、主に金属組織のラス間に生成しているが、ラス状組織の集合体、例えば、ブロックやパケットなどや旧γの粒界上に、後述するＭＡ混合相の一部として塊状に存在することもある。
　［その他］
　本発明に係る鋼板の金属組織は、上述したように、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留γを含み、これらのみから構成されていてもよいが、本発明の効果を損なわない範囲で、（ａ）焼入れマルテンサイトと残留γとが複合したＭＡ混合相や、（ｂ）パーライト等の残部組織が存在してもよい。
　（ａ）ＭＡ混合相
　ＭＡ混合相は、焼入れマルテンサイトと残留γとの複合相として一般的に知られており、最終冷却前までは未変態のオーステナイトとして存在していた組織の一部が、最終冷却時にマルテンサイトに変態し、残りはオーステナイトのまま残存することによって生成する組織である。こうして生成するＭＡ混合相は、熱処理、特に、Ｔ２温度域で保持するオーステンパ処理の過程で炭素が高濃度に濃化し、しかも一部がマルテンサイト組織になっているため、非常に硬い組織である。そのためベイナイトとＭＡ混合相との硬度差は大きく、変形に際して応力が集中してボイド発生の起点となりやすいので、ＭＡ混合相が過剰に生成すると、伸びフランジ性や曲げ性が低下して局所変形能が低下する。また、ＭＡ混合相が過剰に生成すると、強度が高くなり過ぎる傾向がある。ＭＡ混合相は、残留γ量が多くなるほど、またＳｉ含有量が多くなるほど生成し易くなるが、その生成量はできるだけ少ない方が好ましい。
　上記ＭＡ混合相は、金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して好ましくは３０面積％以下、より好ましくは２５面積％以下、更に好ましくは２０面積％以下である。
　上記ＭＡ混合相は、円相当直径ｄが７μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合が、ＭＡ混合相の全個数に対して０％以上１５％未満であることが好ましい。円相当直径ｄが７μｍを超える粗大なＭＡ混合相は、局所変形能に悪影響を及ぼす。上記円相当直径ｄが７μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合は、ＭＡ混合相の全個数に対してより好ましくは１０％未満、更に好ましくは５％未満である。
　上記円相当直径ｄが７μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合は、圧延方向に平行な断面表面を光学顕微鏡で観察して算出すればよい。
　なお、上記ＭＡ混合相の粒径が大きくなるほどボイドが発生し易くなる傾向が実験により認められたため、ＭＡ混合相の円相当直径ｄはできるだけ小さいことが推奨される。
　（ｂ）パーライト
　上記パーライトは、金属組織をＳＥＭ観察したときに、金属組織全体に対して好ましくは２０面積％以下である。パーライトの面積率が２０％を超えると、伸びが劣化し、加工性の改善が難しくなる。パーライトの面積率は、金属組織全体に対してより好ましくは１５％以下、更に好ましくは１０％以下、より更に好ましくは５％以下である。
　上記の金属組織は、次の手順で測定できる。
　［ＳＥＭ観察］
　ポリゴナルフェライト、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、およびパーライトは、鋼板の圧延方向に平行な断面のうち、板厚の１／４位置をナイタール腐食し、倍率３０００倍程度でＳＥＭ観察すれば識別できる。
　ポリゴナルフェライトは、結晶粒の内部に上述した白色もしくは薄い灰色の残留γ等を含まない結晶粒として観察される。
　高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等は、主に灰色で観察され、結晶粒の中に白色もしくは薄い灰色の残留γ等が分散している組織として観察される。従ってＳＥＭ観察によれば、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等には、残留γや炭化物も含まれるため、残留γ等も含めた面積率として算出される。
　鋼板の断面をナイタール腐食すると、炭化物と残留γは、いずれも白色もしくは薄い灰色の組織として観察され、両者を区別することは困難である。これらのうち例えばセメンタイトなどの炭化物は、低温域で生成するほど、ラス間よりもラス内に析出する傾向があるため、炭化物同士の間隔が広い場合は、高温域で生成したと考えられ、炭化物同士の間隔が狭い場合は、低温域で生成したと考えることができる。残留γは、通常ラス間に生成するが、ラスの大きさは組織の生成温度が低くなるほど小さくなるため、残留γ同士の間隔が広い場合は、高温域で生成したと考えられ、残留γ同士の間隔が狭い場合は、低温域で生成したと考えることができる。従って本発明ではナイタール腐食した断面をＳＥＭ観察し、観察視野内に白色または薄い灰色として観察される残留γ等に着目し、隣接する残留γ等間の中心位置間距離を測定したときに、この平均値、すなわち平均間隔が１μｍ以上である組織を高温域生成ベイナイト、平均間隔が１μｍ未満である組織を低温域生成ベイナイト等とする。
　パーライトは、炭化物とフェライトが層状になった組織として観察される。
　［飽和磁化法］
　残留γは、ＳＥＭ観察による組織の同定ができないため、飽和磁化法により体積率を測定する。このようにして得られる残留γの体積率はそのまま面積率と読み替えることができる。飽和磁化法による詳細な測定原理は、「Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報、Ｖｏｌ．５２、Ｎｏ．３、２００２年、ｐ．４３～４６」を参照すればよい。
　このように本発明では残留γの体積率は飽和磁化法で測定しているのに対し、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等の面積率はＳＥＭ観察で残留γを含めて測定しているため、これらの合計は１００％を超える場合がある。
　［光学顕微鏡観察］
　ＭＡ混合相は、鋼板の圧延方向に平行な断面のうち、板厚の１／４位置をレペラ腐食し、倍率１０００倍程度で光学顕微鏡観察したとき、白色組織として観察される。
　次に、本発明に係る高強度鋼板のＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ）分布について説明する。
　［ＩＱ分布］
　本発明ではＥＢＳＤによる測定点間の結晶方位差が３°以上である境界で囲まれた領域を「結晶粒」と定義し、ＩＱとして、体心立方格子（体心正方格子含む）の結晶粒毎に解析したＥＢＳＤパターンの鮮明度に基づく各平均ＩＱを用いる。以下では、上記の各平均ＩＱを単に「ＩＱ」ということがある。上記結晶方位差を３°以上としたのは、ラス境界を除外する趣旨である。なお、体心正方格子は、Ｃ原子が、体心立方格子内の特定の侵入型位置に固溶することで、格子が一方向に伸長したものであり、構造自体は体心立方格子と同等であるため、低温靭性に及ぼす効果も同等である。また、ＥＢＳＤでも、これら格子を区別することはできない。したがって、本発明では体心立方格子の測定には体心正方格子を含むものとした。
　ＩＱとはＥＢＳＤパターンの鮮明度である。ＩＱは結晶中の歪量に影響を受けることが知られており、具体的にはＩＱが小さいほど、結晶中に歪が多く存在する傾向にある。本発明者らは結晶粒の歪みと低温靭性との関係に着目して研究を重ねた。まず、ＥＢＳＤによる各測定点のＩＱ、すなわち、歪みの多い面積と歪みの少ない面積の関係から低温靭性に与える影響を検討したが、各測定点のＩＱと低温靭性との関係性は見出せなかった。一方、結晶粒毎の平均ＩＱ、すなわち、歪みの多い結晶粒数と歪みの少ない結晶粒数の関係から低温靭性に与える影響を検討した結果、歪みの少ない結晶粒が歪みの多い結晶粒に対して相対的に多くなるように制御すれば、低温靭性を向上できることがわかった。そしてフェライトおよび残留γを含有する金属組織であっても、鋼板の体心立方格子（体心正方格子含む）を有する各結晶粒のＩＱ分布を下記式（１）、式（２）を満足するように適切に制御すれば、良好な低温靭性が得られることを見出した。
　　（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０・・・（１）
　　σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５・・・（２）
　　式中、
　　　ＩＱａｖｅは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの平均値
　　　ＩＱｍｉｎは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最小値
　　　ＩＱｍａｘは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最大値
　　　σＩＱは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの標準偏差を表す。
　上記各結晶粒の平均ＩＱ値は、供試材の圧延方向に平行な断面を研磨し、板厚の１／４位置にて、１００μｍ×１００μｍの領域を測定領域とし、１ステップ：０．２５μｍで１８万点のＥＢＳＤ測定を行い、この測定結果から求められる各結晶粒のＩＱの平均値である。なお、測定領域の境界線で一部が分断された結晶粒は測定対象から除外し、測定領域内に一つの結晶粒が完全に収まっている結晶粒のみを対象とする。
　またＩＱの解析においては信頼性を確保する観点からＣＩ（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ　Ｉｎｄｅｘ）＜０．１の測定点を解析から除外する。ＣＩは、データの信頼度であり、各測定点で検出されたＥＢＳＤパターンが、指定された結晶系、例えば鉄の場合は体心立方格子あるいは面心立方格子（ＦＣＣ：Ｆａｃｅ　Ｃｅｎｔｅｒｅｄ　Ｃｕｂｉｃ）のデータベース値との一致度を示す指標である。
　更に上記式（１）、式（２）の計算においては、異常値を除外する観点から最大側、および最小側それぞれにおいて全データから２％のデータを除外した値を用いる。
　また上記式（１）、および式（２）では、検出器の影響などによりＩＱの絶対値が変動することを考慮して、ＩＱｍｉｎ、ＩＱｍａｘを用いて相対化している。
　ＩＱａｖｅと、σＩＱは低温靭性への影響を示す指標であり、ＩＱａｖｅが大きく、かつ、σＩＱが小さいと良好な低温靭性が得られる。良好な低温靭性を確保する観点からは、式（１）は０．４０以上、好ましくは０．４２以上、より好ましくは０．４５以上である。式（１）の値が高い程、歪みの少ない結晶粒が多く、より優れた低温靭性が得られるため、上限は特に限定されないが、例えば、０．８０以下である。一方、式（２）は０．２５以下、好ましくは０．２４以下、より好ましくは０．２３以下である。式（２）の値が小さいほど、ヒストグラムで表される結晶粒のＩＱ分布がシャープになり、低温靭性向上に好ましい分布となるため下限は特に限定されないが、例えば、０．１５以上である。
　本発明では上記式（１）、式（２）を両方満足することで優れた低温靭性が得られる。図４は、式（１）が０．４０未満であって、式（２）が０．２５以下のＩＱ分布図である。また図５は、式（１）が０．４０以上であって、式（２）が０．２５超のＩＱ分布図である。これらは式（１）、あるいは式（２）のいずれかしか満たさないため低温靭性が悪い。図６は、式（１）、式（２）を両方満足するＩＱ分布図であり、低温靭性が良好である。
　定性的には、図６のように、ＩＱｍｉｎからＩＱｍａｘの範囲内の平均ＩＱの大きい結晶粒側、すなわち式（１）の値が０．４０以上となる箇所において、ピークとなる結晶粒数が多いシャープな山状の分布、すなわち式（２）の値が０．２５以下となるようなＩＱ分布であれば、低温靭性が向上する。低温靭性が向上する理由は必ずしも明確ではないが、式（１）と式（２）を満足すれば、歪みの少ない結晶粒、すなわち高ＩＱ結晶粒が、歪の多い結晶粒、すなわち低ＩＱ結晶粒に対して相対的に多くなり、脆性破壊の起点となる高歪の結晶粒が抑制されるためと考えられる。
　次に、本発明に係る高強度鋼板の化学成分組成について説明する。
　《成分組成》
　本発明の高強度鋼板は、Ｃ：０．１０～０．５％、Ｓｉ：１．０～３％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．００５～１．０％、Ｐ：０％超０．１％以下、およびＳ：０％超０．０５％以下を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板である。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
　［Ｃ：０．１０～０．５％］
　Ｃは、鋼板の強度を高めると共に、残留γを生成させるために必要な元素である。従ってＣ量は０．１０％以上、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｃを過剰に含有すると溶接性が低下する。従ってＣ量は０．５％以下、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２０％以下とする。
　［Ｓｉ：１．０～３％］
　Ｓｉは、固溶強化元素として鋼板の高強度化に寄与する他、後述するＴ１温度域およびＴ２温度域での保持中、特にオーステンパ処理中に炭化物が析出するのを抑制し、残留γを効果的に生成させるうえで大変重要な元素である。従ってＳｉ量は１．０％以上、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．３％以上である。しかしＳｉを過剰に含有すると、焼鈍での加熱・均熱時にγ相への逆変態が起こらず、ポリゴナルフェライトが多量に残存し、強度不足になる。また、熱間圧延の際に鋼板表面にＳｉスケールを発生して鋼板の表面性状を悪化させる。従ってＳｉ量は３％以下、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。
　［Ｍｎ：１．５～３．０％］
　Ｍｎは、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを得るために必要な元素である。またＭｎは、オーステナイトを安定化させて残留γを生成させるのにも有効に作用する元素である。こうした作用を発揮させるために、Ｍｎ量は１．５％以上、好ましくは１．８％以上、より好ましくは２．０％以上とする。しかしＭｎを過剰に含有すると、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。また、Ｍｎの過剰添加は、溶接性の劣化や偏析による加工性の劣化を招く。従ってＭｎ量は３．０％以下、好ましくは２．７％以下、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．４％以下とする。
　［Ａｌ：０．００５～１．０％］
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、オーステンパ処理中に炭化物が析出するのを抑制し、残留γを生成させるのに寄与する元素である。またＡｌは、製鋼工程で脱酸剤として作用する元素である。従ってＡｌ量は０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上とする。しかしＡｌを過剰に含有すると、鋼板中の介在物が多くなり過ぎて延性が劣化する。従ってＡｌ量は１．０％以下、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下とする。
　［Ｐ：０％超０．１％以下］
　Ｐは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｐ量が過剰になると鋼板の溶接性が劣化する。従ってＰ量は０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｐ量はできるだけ少ない方がよいが、０％にするのは工業的に困難である。
　［Ｓ：０％超０．０５％以下］
　Ｓは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、上記Ｐと同様、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。またＳは、鋼板中に硫化物系介在物を形成し、これが増大すると加工性が低下する。従ってＳ量は０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｓ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にするのは工業的に困難である。
　本発明に係る高強度鋼板は、上記成分組成を満足するものであり、残部成分は鉄および上記Ｐ、Ｓ以外の不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、ＮやＯ（酸素）、例えば、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎなどのトランプ元素などが含まれる。不可避不純物のうち、Ｎ量は０％超０．０１％以下、Ｏ量は０％超０．０１％以下であることが好ましい。
　［Ｎ：０％超０．０１％以下］
　Ｎは、鋼板中に窒化物を析出させて鋼板の強化に寄与する元素であるが、Ｎを過剰に含有すると、窒化物が多量に析出して伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の劣化を引き起こす。従ってＮ量は０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。
　［Ｏ：０％超０．０１％以下］
　Ｏ（酸素）は、過剰に含有すると伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の低下を招く元素である。従ってＯ量は０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
　本発明の鋼板は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：０％超１％以下およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素、
（ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素、
（ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素、
（ｄ）Ｂ：０％超０．００５％以下、
（ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下および希土類元素：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素、等を含有してもよい。
　（ａ）［Ｃｒ：０％超１％以下およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種以上の元素］
　ＣｒとＭｏは、上記Ｍｎと同様に、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを得るために有効に作用する元素である。これらの元素は、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、ＣｒとＭｏは、夫々単独で、０．１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。しかしＣｒとＭｏの含有量が、夫々１％を超えると、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。また、過剰な添加はコスト高となる。従ってＣｒとＭｏは、夫々１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｒとＭｏを併用する場合は、合計量を１．５％以下とすることが推奨される。
　（ｂ）［Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素］
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、鋼板中に炭化物や窒化物等の析出物を形成し、鋼板を強化すると共に、旧γ粒の微細化によりポリゴナルフェライト粒を細かくする作用も有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、夫々単独で、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。しかし過剰に含有すると、粒界に炭化物が析出し、鋼板の伸びフランジ性や曲げ性が劣化する。従ってＴｉ、ＮｂおよびＶは、夫々単独で、０．１５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１％以下である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、夫々単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上の元素を含有させてもよい。
　（ｃ）［Ｃｕ：０％超１％以下および０％超Ｎｉ：１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素］
　ＣｕとＮｉは、γを安定化させて残留γを生成させるのに有効に作用する元素である。これらの元素は、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、ＣｕとＮｉは、夫々単独で０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。しかしＣｕとＮｉを過剰に含有すると、熱間加工性が劣化する。従ってＣｕとＮｉは、夫々単独で１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。なお、Ｃｕを１％を超えて含有させると熱間加工性が劣化するが、Ｎｉを添加すれば熱間加工性の劣化は抑制されるため、ＣｕとＮｉを併用する場合は、コスト高となるが１％を超えてＣｕを添加してもよい。
　（ｄ）［Ｂ：０％超０．００５％以下］
　Ｂは、上記Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏと同様に、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを生成させるのに有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂは０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。しかしＢを過剰に含有すると、鋼板中にホウ化物を生成して延性を劣化させる。またＢを過剰に含有すると、上記ＣｒやＭｏと同様に、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。従ってＢ量は０．００５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
　（ｅ）［Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下および希土類元素：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素］
　Ｃａ、Ｍｇおよび希土類元素（ＲＥＭ）は、鋼板中の介在物を微細分散させるのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃａ、Ｍｇおよび希土類元素は、夫々単独で、０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。しかし過剰に含有すると、鋳造性や熱間加工性などを劣化させ、製造し難くなる。また、過剰添加は、鋼板の延性を劣化させる原因となる。従ってＣａ、Ｍｇおよび希土類元素は、夫々単独で、０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
　上記希土類元素とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味であり、これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有させるのがよい。
　以上、本発明に係る高強度鋼板の金属組織と成分組成について説明した。
　《製造方法》
　次に、上記高強度鋼板の製造方法について説明する。上記高強度鋼板は、上記成分組成を満足する鋼板を８００℃以上、Ａｃ3点－１０℃以下の二相温度域に加熱する工程と、該温度域で５０秒間以上保持して均熱する工程と、６００℃以上の範囲を平均冷却速度２０℃／秒以下で冷却し、その後、１５０℃以上、４００℃以下（但し、Ｍｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点以下）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却する工程と、下記式（３）を満たすＴ１温度域で１０～２００秒間保持する工程と、下記式（４）を満たすＴ２温度域で５０秒間以上保持する工程と、をこの順で含むことによって製造できる。以下、各工程について順を追って説明する。
　　　１５０℃≦Ｔ１（℃）≦４００℃　　・・・（３）
　　　４００℃＜Ｔ２（℃）≦５４０℃　　・・・（４）
　［熱延および冷延］
　まず、スラブを常法に従って熱間圧延し、得られた熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板を準備する。熱間圧延は、仕上げ圧延温度を、例えば８００℃以上、巻取り温度を、例えば７００℃以下とすればよい。冷間圧延では、冷延率を例えば１０～７０％の範囲として圧延すればよい。
　［均熱］
　このようにして得られた冷延鋼板を均熱工程に付す。具体的には、連続焼鈍ラインで、８００℃以上、Ａｃ3点－１０℃以下の温度域に加熱し、この温度域で５０秒間以上保持して均熱する。
　加熱温度をフェライトとオーステナイトの二相温度域に制御することによって、所定量のポリゴナルフェライトを生成させることができる。加熱温度が高過ぎるとオーステナイト単相域となり、ポリゴナルフェライトの生成が抑制されるため、鋼板の伸びを改善できず、加工性が劣化する。従って加熱温度は、Ａｃ3点－１０℃以下、好ましくはＡｃ3点－１５℃以下、より好ましくはＡｃ3点－２０℃以下とする。一方、加熱温度が８００℃を下回ると、冷間圧延による展伸組織が残存し、オーステナイトへの逆変態も進行しないため、所望とする伸びや伸びフランジ性などに悪影響を及ぼす。したがって加熱温度は、８００℃以上、好ましくは８１０℃以上、より好ましくは８２０℃以上である。
　上記温度域で保持する均熱時間は５０秒以上である。均熱時間が５０秒を下回ると、鋼板を均一に加熱できないため、炭化物が未固溶のまま残存し、残留γの生成が抑制され、またオーステナイトへの逆変態が進行しないので、最終的にベイナイトや焼戻しマルテンサイトの分率も確保しにくくなり、加工性を改善できない。従って均熱時間は５０秒以上、好ましくは１００秒以上とする。しかし均熱時間が長過ぎると、オーステナイト粒径が大きくなり、それに伴いポリゴナルフェライト粒も粗大化し、伸びおよび局所変形能が悪くなる傾向がある。従って均熱時間は、好ましくは５００秒以下、より好ましくは４５０秒以下である。
　なお、上記冷延鋼板を、上記二相温度域に加熱するときの平均加熱速度は、例えば１℃／秒以上とすればよい。
　上記Ａｃ3点は、「レスリー鉄鋼材料科学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、Ｐ．２７３）に記載されている下記式（ａ）から算出できる。下記式（ａ）中、［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ3（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］・・・（ａ）
　［冷却工程］
　上記二相温度域に加熱して５０秒間以上保持して均熱処理した後、６００℃以上の範囲を平均冷却速度２０℃／秒以下で徐冷する。以下、６００℃以上の範囲の平均冷却速度を「ＣＲ１」ということがある。この範囲での平均冷却速度を適切に制御することによって、所定量のポリゴナルフェライトを確保しつつ、低温域生成ベイナイトや高温域生成ベイナイトの生成促進に有効なマルテンサイトを生成させることができる。
　また６００℃以上の範囲の平均冷却速度が２０℃／秒を上回ると、所定量のポリゴナルフェライトを確保できず、伸びが低下する。したがって平均冷却速度は２０℃／秒以下、好ましくは１５℃／秒以下、より好ましくは１０℃／秒以下である。
　その後、１５０℃以上、４００℃以下（但し、下記式で表されるＭｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点以下）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１０℃／秒以上で急冷する。以下では、上記Ｔを「冷却停止温度Ｔ」ということがある。また、以下では、６００℃未満～冷却停止温度Ｔの範囲の平均冷却速度を「ＣＲ２」と表記することがある。
　冷却停止温度Ｔが１５０℃を下回ると、マルテンサイトの生成量が多くなって所望の金属組織が得られず、伸びや伸びフランジ性、エリクセン試験で評価される複合的な加工性などが劣化する。冷却停止温度Ｔは１５０℃以上、好ましくは１６０℃以上、より好ましくは１７０℃以上である。一方、冷却停止温度Ｔが４００℃を超えると（但し、Ｍｓ点が４００℃より低い場合はＭｓ点超になると）、マルテンサイトが生成せず、ベイナイト組織の複合化やＭＡ混合相の微細化が図れないため、伸びや伸びフランジ性、曲げ性、エリクセン試験で評価される複合的な加工性が劣化する。また、冷却停止温度が高すぎると、ＩＱａｖｅが低下すると共に、σＩＱが上昇して低温靭性向上効果が得られないことがある。冷却停止温度Ｔは４００℃以下、但し、Ｍｓ点が４００℃より低い場合はＭｓ点以下）、好ましくは３８０℃以下、但し、Ｍｓ点－２０℃が３８０℃より低い場合はＭｓ点－２０℃以下、より好ましくは３５０℃以下、但し、Ｍｓ点－５０℃が３５０℃より低い場合はＭｓ点－５０℃以下である。
　なお、本発明においてＭｓ点は、上記「レスリー鉄鋼材料科学」（Ｐ．２３１）に記載されている式に、フェライト分率を考慮した下記式（ｂ）から算出できる。本発明では鋼材の製造に先立って、予め同一組成の鋼材を用いてＭｓ点を算出し、冷却停止温度Ｔを設定すればよい。
　Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｖｆ／１００）－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］・・・（ｂ）
ここで、Ｖｆは別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値（面積％）を意味する。また式中、［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算する。
　二相温度域から冷却停止温度Ｔまでの平均冷却速度が１０℃／秒を下回ると、パーライト変態を起こしてパーライトが過剰に生成する一方で、残留γ量が不足し、伸びが低下して加工性が劣化する。したがって６００℃未満から冷却停止温度Ｔまでの温度域（以下、「６００℃未満の温度領域」ということがある。）の平均冷却速度は、１０℃／秒以上、好ましくは１５℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上である。６００℃未満の温度領域の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過ぎると温度制御が困難となるため、上限は、例えば１００℃／秒程度であればよい。
　なお、ＣＲ１とＣＲ２の関係は特に限定されず、上記所定の平均冷却速度を満たせば、同一の冷却速度であってもよいが、好ましくはＣＲ２＞ＣＲ１の関係を満足するように冷却速度を制御することが所望の金属組織を得る観点からは望ましい。
　［冷却後の焼鈍条件］
　冷却停止温度Ｔまで冷却した後は、上記式（３）を満たすＴ１温度域で１０～２００秒間保持した後、上記式（４）を満たすＴ２温度域に加熱し、このＴ２温度域で５０秒間以上保持する。本発明ではＴ１温度域とＴ２温度域に保持する時間を夫々適切に制御することによって、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等を所定量ずつ生成させることができる。具体的には、Ｔ１温度域で所定時間保持することにより、未変態オーステナイトを低温域生成ベイナイト、またはマルテンサイトに変態させる。Ｔ２温度域で所定時間保持するオーステンパ処理によって、さらに未変態オーステナイトを高温域生成ベイナイトに変態させ、その生成量を制御するとともに、炭素をオーステナイトへ濃化させて残留γを生成させ、本発明で規定する上記所望の金属組織、およびＩＱ分布を実現できる。
　また、Ｔ１温度域における保持と、Ｔ２温度域における保持を組み合わせることにより、ＭＡ混合相の生成を抑制できる効果も発揮される。すなわち、上記所定の温度で均熱した後、上記所定の平均冷却速度で冷却停止温度Ｔまで冷却し、Ｔ１温度域で保持することによって、マルテンサイトや低温域生成ベイナイトが生成するため、未変態部が微細化し、また未変態部への炭素濃化も適度に抑制されるため、ＭＡ混合相が微細化する。
　なお、均熱温度から、上記所定の冷却速度で冷却停止温度Ｔまで冷却し、上記式（３）を満たすＴ１温度域のみで保持し、上記式（４）を満たすＴ２温度域へ加熱して保持しない場合、即ち、単純な低温保持のオーステンパ処理であっても、ラス状組織のサイズは小さくなるため、ＭＡ混合相自体を小さくできる。しかしこの場合は、上記Ｔ２温度域で保持していないため、高温域生成ベイナイトが殆ど生成せず、また基地のラス状組織の転位密度が大きくなり、強度が高くなり過ぎて伸びが低下し、ＩＱａｖｅも低くなる。
　［冷却停止温度］
　本発明において、上記式（３）で規定するＴ１温度域は、具体的には、１５０℃以上、４００℃以下とする。この温度域で所定時間保持することによって、未変態オーステナイトを低温域生成ベイナイト、またはマルテンサイトに変態させることができる。また、充分な保持時間を確保することによりベイナイト変態が進行して、最終的に残留γが生成し、ＭＡ混合相も細分化される。このマルテンサイトは、変態直後は焼入れマルテンサイトとして存在するが、後述するＴ２温度域で保持している間に焼戻され、焼戻しマルテンサイトとして残留する。この焼戻しマルテンサイトは、鋼板の伸び、伸びフランジ性、または曲げ性のいずれにも悪影響を及ぼさない。
　しかし４００℃超の保持温度とすると、低温域生成ベイナイトやマルテンサイトが所定量生成せず、ベイナイト組織の複合化ができない。またＭＡ混合相を微細化できず、局所変形能が低下して伸びフランジ性や曲げ性を改善できない。したがってＴ１温度域は４００℃以下とする。好ましくは３８０℃以下、更に好ましくは３５０℃以下にする。一方、保持温度が１５０℃を下回ると、マルテンサイト分率が多くなりすぎるため、伸びやエリクセン試験での複合的な加工性が劣化する。したがってＴ１温度域の下限は１５０℃以上、好ましくは１６０℃以上、より好ましくは１７０℃以上である。
　［冷却後の保持］
　上記式（３）を満たすＴ１温度域で保持する時間は、１０～２００秒間とする。Ｔ１温度域での保持時間が短過ぎると低温域生成ベイナイトの生成量が少なくなり、ベイナイト組織の複合化や、ＭＡ混合相の微細化が図れないため、伸びや伸びフランジ性が低下する。またＩＱａｖｅが低下すると共にσＩＱが上昇し、所望の低温靭性が得られないことがある。したがってＴ１温度域での保持時間は１０秒以上とし、好ましくは１５秒以上、より好ましくは３０秒以上、更に好ましくは５０秒以上である。しかし保持時間が２００秒を超えると、低温域生成ベイナイトが過剰に生成するため、後述するように、Ｔ２温度域で所定時間保持しても高温域生成ベイナイト等の生成量を確保できなくなり、残留γ量も不足するため、伸び、エリクセン試験で評価される複合的な加工性などが低下する。したがってＴ１温度域での保持時間は２００秒以下、好ましくは１８０秒以下、より好ましくは１５０秒以下とする。
　本発明において、Ｔ１温度域での保持時間とは、所定の温度で均熱した後冷却して鋼板の表面温度が４００℃となった時点（但し、Ｍｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点）から、Ｔ１温度域で保持した後に加熱を開始して鋼板の表面温度が再び４００℃に到達するまでの時間を意味する。例えばＴ１温度域での保持時間は、図３中、「ｘ」の区間の時間である。本発明では、後述するようにＴ２温度域で保持した後、室温まで冷却しているため、鋼板はＴ１温度域を再度通過することとなるが、本発明では、この冷却時に通過する時間は、Ｔ１温度域における保持時間に含めていない。この冷却時には、変態は殆ど完了しているため、低温域生成ベイナイトは生成しないからである。
　上記式（３）を満たすＴ１温度域で保持する方法は、Ｔ１温度域での保持時間が１０～２００秒間であれば特に限定されず、例えば、図３の（ｉ）～（ｉｉｉ）に示すヒートパターンを採用すればよい。但し、本発明はこれに限定する趣旨ではなく、本発明の要件を満足する限り、上記以外のヒートパターンを適宜採用できる。
　このうち図３の（ｉ）は、均熱温度から任意の冷却停止温度Ｔまで平均冷却速度を上記のように制御しながら冷却した後、この冷却停止温度Ｔで所定時間恒温保持する例であり、恒温保持後、上記式（４）を満足する任意の温度まで加熱している。図３の（ｉ）では、一段階の恒温保持を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、図示しないがＴ１温度域の範囲内であれば、保持温度が異なる２段階以上の恒温保持を行ってもよい。
　図３の（ｉｉ）は、均熱温度から任意の冷却停止温度Ｔまで平均冷却速度を上記のように制御しながら冷却した後、冷却速度を変更し、Ｔ１温度域の範囲内で所定時間かけて冷却した後、上記式（４）を満足する任意の温度まで加熱する例である。図３の（ｉｉ）では、一段階の冷却を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、図示しないが冷却速度が異なる二段以上の多段冷却を行ってもよい。
　図３の（ｉｉｉ）は、均熱温度から任意の冷却停止温度Ｔまで平均冷却速度を上記のように制御しながら冷却した後、Ｔ１温度域の範囲内で所定時間かけて加熱した後、上記式（４）を満足する任意の温度まで加熱する例である。図３の（ｉｉｉ）では、一段階の加熱を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、図示しないが昇温速度が異なる二段以上の多段加熱を行ってもよい。
　［再加熱保持］
　本発明において、上記式（４）で規定するＴ２温度域は、具体的には、４００℃超、５４０℃以下とする。この温度域で所定時間保持することによって、高温域生成ベイナイトと残留γを生成させることができる。またＴ２温度域における保持温度によるＩＱ分布への影響は明確でないが、上記Ｔ２温度域で保持することで、所望のＩＱ分布が得られる。５４０℃を超える温度域で保持すると、ポリゴナルフェライトや擬似パーライトが生成し、所望の金属組織が得られず、伸びなどが確保できない。したがってＴ２温度域の上限は５４０℃以下、好ましくは５００℃以下、より好ましくは４８０℃以下とする。一方、４００℃以下になると、高温域生成ベイナイト量が不足し、またベイナイト変態に伴う未変態部分への炭素濃化も不十分となって残留γ量も少なくなるため、伸びやエリクセン試験で評価される複合的な加工性が低下する。したがってＴ２温度域の下限は４００℃以上、好ましくは４２０℃以上、より好ましくは４２５℃以上とする。
　上記式（４）を満たすＴ２温度域で保持する時間は、５０秒間以上とする。本発明によれば、Ｔ２温度域における保持時間を５０秒間程度としても、予め上記Ｔ１温度域で所定時間保持して低温域生成ベイナイト等を生成させているため、低温域生成ベイナイト等が高温域生成ベイナイトの生成を促進するため、高温域生成ベイナイトの生成量を確保できる。しかし保持時間が５０秒間より短くなると、未変態部が多く残り、炭素濃化が不充分なため、Ｔ２温度域からの最終冷却時に硬質な焼入れままマルテンサイトが生成する。そのため粗大なＭＡ混合相が多く生成し、強度が高くなりすぎて伸びが低下すると共に、伸びフランジ性や曲げ性などの局所変形能が著しく低下する。またＴ２温度域での保持時間が短い場合には、ＩＱａｖｅが低下する傾向があり、上記所望のＩＱ分布を得るためには保持時間を５０秒以上とすることが有効である。生産性を向上させる観点からは、Ｔ２温度域での保持時間はできるだけ短くする方が好ましいが、高温域生成ベイナイトを確実に生成させるためには、９０秒間以上とすることが好ましく、より好ましくは１２０秒以上とする。Ｔ２温度域で保持するときの上限は特に限定されないが、長時間保持しても高温域生成ベイナイトの生成は飽和し、また生産性が低下する。更に濃化した炭素が炭化物として析出して残留γを確保できず、伸びが劣化する。そのため、Ｔ２温度域での保持時間は１８００秒以下とすることが好ましい。より好ましくは１５００秒以下、更に好ましくは１０００秒以下とする。
　また、Ｔ２温度域での保持時間とは、Ｔ１温度域で保持した後に加熱して鋼板の表面温度が４００℃となった時点から、Ｔ２温度域で保持した後に冷却を開始して鋼板の表面温度が再び４００℃に到達するまでの時間を意味する。例えばＴ２温度域での保持時間は、図３中、「ｙ」の区間の時間である。本発明では、上述したように、均熱後、Ｔ１温度域へ冷却する途中で、Ｔ２温度域を通過しているが、本発明では、この冷却時に通過する時間は、Ｔ２温度域における滞在時間に含めていない。この冷却時には、滞在時間が短過ぎるため、変態は殆ど起こらず、高温域生成ベイナイトは生成しないからである。
　上記式（４）を満たすＴ２温度域で保持する方法は、Ｔ２温度域で保持する滞留時間が５０秒間以上となれば特に限定されず、上記Ｔ１温度域内におけるヒートパターンのように、Ｔ２温度域における任意の温度で恒温保持してもよいし、Ｔ２温度域内で冷却または加熱してもよい。
　なお、本発明では、低温側のＴ１温度域で保持した後、高温側のＴ２温度域で保持しているが、Ｔ１温度域で生成した低温域生成ベイナイト等については、Ｔ２温度域に加熱され、焼戻しによって下部組織の回復は生じるものの、ラス間隔、すなわち残留γおよび／または炭化物の平均間隔は変化しないことを本発明者らは確認している。
　［めっき］
　上記高強度鋼板の表面には、電気亜鉛めっき層（ＥＧ：Ｅｌｅｃｔｒｏ－Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ）、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ：Ｈｏｔ　Ｄｉｐ　Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）、または合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ：Ａｌｌｏｙｅｄ　Ｈｏｔ　Ｄｉｐ　Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）を形成してもよい。
　電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層の形成条件は特に限定されず、常法の電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理を採用することができる。これにより電気亜鉛めっき鋼板（以下、「ＥＧ鋼板」ということがある）、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＩ鋼板」ということがある）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＡ鋼板」ということがある）が得られる。
　ＥＧ鋼板を製造する場合には、上記鋼板を、例えば、５５℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行う方法が挙げられる。
　ＧＩ鋼板を製造する場合には、上記鋼板を、例えば、温度が約４３０～５００℃に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施し、その後、冷却することが挙げられる。
　ＧＡ鋼板を製造する場合には、上記鋼板を、例えば、上記溶融亜鉛めっき後、５００～５４０℃程度の温度まで加熱して合金化を行ない、冷却することが挙げられる。
　また、ＧＩ鋼板を製造する場合には、上記Ｔ２温度域で保持した後、室温まで冷却せずに、上記Ｔ２温度域において、上述した温度域に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施し、その後、冷却してもよい。ＧＡ鋼板を製造する場合には、上記Ｔ２温度域において、溶融亜鉛めっき後、引き続いて合金化処理を施せばよい。この場合、溶融亜鉛めっきに要した時間および合金化処理に要した時間は、上記Ｔ２温度域における保持時間に含めて制御すればよい。
　また、ＧＩ鋼板を製造する場合には、上記Ｔ１温度域で保持した後、上記Ｔ２温度域で保持する工程と溶融亜鉛めっき処理を兼ねてもよい。即ち、Ｔ１温度域で保持した後、上記Ｔ２温度域において、上述した温度域に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施して、溶融亜鉛めっきとＴ２温度域における保持とを兼ねて行ってもよい。また、ＧＡ鋼板を製造する場合には、上記Ｔ２温度域において、溶融亜鉛めっき後、引き続いて合金化処理を施せばよい。
　亜鉛めっき付着量も特に限定されず、例えば、片面あたり１０～１００ｇ／ｍ2程度とすることが挙げられる。
　［本発明の高強度鋼板の利用分野］
　本発明の技術は、特に、板厚が３ｍｍ以下の薄鋼板に好適に採用できる。本発明に係る高強度鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上で、伸びに優れ、しかも局所変形能および低温靭性も良好であるため、加工性に優れている。また低温靭性も良好であり、例えば－２０℃以下の低温環境下における脆性破壊を抑制できる。この高強度鋼板は、自動車の構造部品の素材として好適に用いられる。自動車の構造部品としては、例えば、フロントやリア部サイドメンバやクラッシュボックスなどの正突部品をはじめ、ピラー類などの補強材（例えば、センターピラーリインフォース）、ルーフレールの補強材、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品、バンパーの補強材やドアインパクトビームなどの耐衝撃吸収部品、シート部品などが挙げられる。
　また、上記高強度鋼板は、温間での加工性が良好であるため、温間成形用の素材としても好適に用いることができる。なお、温間加工とは、５０～５００℃程度の温度範囲で成形することを意味する。
　本願は、２０１３年９月２７日に出願された日本国特許出願第２０１３－２０２５３７号および２０１４年３月３１日に出願された日本国特許出願第２０１４－０７１９０６号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１３年９月２７日に出願された日本国特許出願第２０１３－２０２５３７号および２０１４年３月３１日に出願された日本国特許出願第２０１４－０７１９０６号の各明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す化学成分組成の鋼、但し、残部は鉄およびＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ以外の不可避不純物を真空溶製して実験用スラブを製造した。下記表１において、ＲＥＭは、Ｌａを５０％程度、Ｃｅを３０％程度含有するミッシュメタルを用いた。
　下記表１に示した化学成分と、上記式（ａ）に基づいてＡｃ3点、上記式（ｂ）に基づいてＭｓ点を算出した。なお、Ｎｏ．Ｄ－３は逆変態も進行せず、炭化物も残存しているため、規定の組織を確保できなかったため、Ｍｓ点を計算しなかった（表２中「※」）。
　得られた実験用スラブを熱間圧延した後に冷間圧延し、次いで連続焼鈍して供試材を製造した。具体的な条件は次の通りである。
　実験用スラブを１２５０℃で３０分間加熱保持した後、圧下率を約９０％とし、仕上げ圧延温度が９２０℃となるように熱間圧延し、この温度から平均冷却速度３０℃／秒で巻取り温度５００℃まで冷却して巻き取った。巻き取った後、巻取り温度５００℃で３０分間保持し、次いで室温まで炉冷して板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。
　得られた熱延鋼板を酸洗して表面スケールを除去してから、冷延率４６％で冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を製造した。
　得られた冷延鋼板を、下記表２に示す「均熱温度（℃）」に加熱し、表２に示す「均熱時間（秒）」保持して均熱した後、表２に示すパターンｉ～ｉｉｉに従って連続焼鈍して供試材を製造した。なお、一部の冷延鋼板については、パターンｉ～ｉｉｉとは異なるステップ冷却等のパターンを施した。これらは表２中の「パターン」欄に「－」と表記した。また均熱後、６００℃以上の範囲の平均冷却速度は「徐冷速度（℃／ｓ）」とした。
　（パターンｉ：上記図３の（ｉ）に対応）
　均熱後、表２に示す平均冷却速度；すなわち、６００℃以上の範囲は「徐冷速度（℃／ｓ）で冷却し、６００℃未満から冷却停止温度Ｔまでの範囲は「急冷速度（℃／ｓ）」で表２に示す「冷却停止温度Ｔ（℃）」まで冷却した後、この冷却停止温度Ｔで表２に示す「Ｔ１での保持時間（秒）」恒温保持し、次いで表２に示すＴ２温度域における「保持温度（℃）」まで加熱し、この保持温度で、表２に示す「保持温度での保持時間（秒）」保持した。
　（パターンｉｉ：上記図３の（ｉｉ）に対応）
　パターンｉと同様、均熱後、表２に示す平均冷却速度（「徐冷速度（℃／ｓ）」および「急冷速度（℃／ｓ）」）で表２に示す「冷却停止温度Ｔ（℃）」まで冷却した後、この冷却停止温度Ｔから表２に示すＴ１温度域における「終了温度（℃）」まで、上記Ｔ１温度域における「保持時間（秒）」をかけて冷却し、次いで表２に示すＴ２温度域における「保持温度（℃）」まで加熱し、この保持温度で表２に示す「保持温度での保持時間（秒）」保持した。
　（パターンｉｉｉ：上記図３の（ｉｉｉ）に対応）
　パターンｉと同様、均熱後、表２に示す平均冷却速度（「徐冷速度（℃／ｓ）」および「急冷速度（℃／ｓ）」）で表２に示す「冷却停止温度Ｔ（℃）」まで冷却した後、この冷却停止温度Ｔから表２に示すＴ１温度域における「終了温度（℃）」まで、上記Ｔ１温度域における「保持時間（秒）」をかけて加熱し、次いで表２に示す２温度域における「保持温度（℃）」まで更に加熱し、この保持温度で表２に示す「保持温度での保持時間（秒）」保持した。
　表２には、Ｔ１温度域で保持を完了した時点から、Ｔ２温度域における保持温度に到達するまでの時間（秒）も「Ｔ１→Ｔ２間の時間（秒）」として示した。また、表２に、図３中、「ｘ」の区間の滞在時間に相当する「Ｔ１温度域での保持時間（秒）」と図３中、「ｙ」の区間の滞在時間に相当する「Ｔ２温度域での保持時間（秒）」を夫々示した。Ｔ２温度域において保持した後は、室温まで平均冷却速度５℃／秒で冷却した。
　なお、表２に示した例のなかには、Ｔ１温度域における「急冷停止温度Ｔ（℃）」および「終了温度（℃）」、並びにＴ２温度域における「保持温度での保持温度（℃）」が、本発明で規定しているＴ１温度域またはＴ２温度域から外れている例もあるが、説明の便宜上、ヒートパターンを示すために、各欄に温度を記載した。
　例えば鋼種Ａを用いた供試材５（以下では「Ｎｏ．Ａ－５」と略記する。他の例も同じ）は表２に示すように、均熱後、本発明で規定するＴ１温度域を超える「急冷停止温度Ｔ」４６０℃まで冷却した後、「Ｔ１での保持時間」０秒、すなわち、該Ｔ１温度域で保持せずに、直ちにＴ２温度域へ加熱した例である。
　連続焼鈍して得られた供試材の一部については、室温まで冷却した後、下記めっき処理を施してＥＧ鋼板、ＧＡ鋼板、ＧＩ鋼板を得た。
　［電気亜鉛めっき（ＥＧ）処理］
　供試材を５５℃の亜鉛めっき浴に浸漬して電流密度３０～５０Ａ／ｄｍ2で電気めっき処理を施した後、水洗、乾燥してＥＧ鋼板を得た。亜鉛めっき付着量は、片面当たり１０～１００ｇ／ｍ2とした。
　［溶融亜鉛めっき（ＧＩ）処理］
　供試材を４５０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施した後、室温まで冷却してＧＩ鋼板を得た。亜鉛めっき付着量は、片面当たり１０～１００ｇ／ｍ2とした。
　［合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）処理］
　上記亜鉛めっき浴に浸漬後、更に５００℃で合金化処理を行ってから室温まで冷却してＧＡ鋼板を得た。
　なお、Ｎｏ．Ｋ－１については、所定のパターンに従って連続焼鈍した後、冷却せずに引き続いてＴ２温度域において溶融亜鉛めっき（ＧＩ）処理を施した例である。すなわち、表２に示すＴ２温度域における「保持温度（℃）」で、「保持温度での保持時間（秒）」保持した後、冷却せずに、引き続いて４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に５秒間浸漬して溶融亜鉛めっきを行い、次いで４４０℃まで２０秒間かけて徐冷を行った後、室温まで平均冷却速度５℃／秒で冷却した例である。
　また、Ｎｏ．Ｉ－１、Ｍ－４については、所定のパターンに従って連続焼鈍した後、冷却せずに、引き続いてＴ２温度域において溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施した例である。すなわち、表２に示すＴ２温度域における「保持温度（℃）」で、「保持温度での保持時間（秒）」保持した後、冷却せずに、引き続いて４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に５秒間浸漬して溶融亜鉛めっきを行い、次いで５００℃に加熱してこの温度で２０秒間保持して合金化処理を行い、室温まで平均冷却速度５℃／秒で冷却した例である。
　上記めっき処理では、適宜、アルカリ水溶液浸漬脱脂、水洗、酸洗等の洗浄処理を行った。
　得られた供試材の区分を下記表２、３の「冷延／めっき区分」の欄に示す。表中、「冷延」は冷延鋼板、「ＥＧ」はＥＧ鋼板、「ＧＩ」はＧＩ鋼板、「ＧＡ」はＧＡ鋼板を夫々示す。
　得られた供試材（冷延鋼板、ＥＧ鋼板、ＧＩ鋼板、ＧＡ鋼板を含む意味。以下同じ。）について、金属組織の観察と機械的特性の評価を次の手順で行った。
　《金属組織の観察》
　金属組織のうち、ポリゴナルフェライト、高温域生成ベイナイト、および低温域生成ベイナイト等の面積率はＳＥＭ観察した結果に基づいて算出し、残留γの体積率は飽和磁化法で測定した。
　［ポリゴナルフェライト、高温域生成ベイナイト、および低温域生成ベイナイト等の組織分率］
　供試材の圧延方向に平行な断面について、表面を研磨し、更に電解研磨した後、ナイタール腐食させて板厚の１／４位置をＳＥＭで、倍率３０００倍で５視野観察した。観察視野は約５０μｍ×約５０μｍとした。
　次に、観察視野内において、白色または薄い灰色として観察される残留γと炭化物の平均間隔を前述した方法に基づいて測定した。これらの平均間隔によって区別される高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等の面積率は、点算法により測定した。
　ポリゴナルフェライトの面積率ａ（面積％）、高温域生成ベイナイトの面積率ｂ（面積％）、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計面積率ｃ（面積％）を下記表３に示す。表３中、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト、ＰＦはポリゴナルフェライトをそれぞれ意味する。また、上記面積率ａ、面積率ｂ、および合計面積率ｃの合計面積率（面積％）も併せて示す。
　また、観察視野内に認められるポリゴナルフェライト粒の円相当直径を測定し、平均値を求めた。結果を下記表３の「ＰＦ粒径（μｍ）」の欄に示す。
　［残留γの体積率］
　金属組織のうち、残留γの体積率は、飽和磁化法で測定した。具体的には、供試材の飽和磁化（Ｉ）と、４００℃で１５時間熱処理した標準試料の飽和磁化（Ｉｓ）を測定し、下記式から残留γの体積率（Ｖγｒ）を求めた。飽和磁化の測定は、理研電子製の直流磁化Ｂ－Ｈ特性自動記録装置「ｍｏｄｅｌ　ＢＨＳ－４０」を用い、最大印加磁化を５０００（Ｏｅ）として室温で測定した。
　　Ｖγｒ＝（１－Ｉ／Ｉｓ）×１００
　また、供試材の圧延方向に平行な断面の表面を研磨し、レペラ腐食させて板厚の１／４位置を光学顕微鏡を用いて観察倍率１０００倍で５視野について観察し、残留γと焼入れマルテンサイトとが複合したＭＡ混合相の円相当直径ｄを測定した。ＭＡ混合相の全個数に対して、観察断面での円相当直径ｄが７μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合を算出した。個数割合が０％以上１５％未満である場合を合格（ＯＫ）、１５％以上である場合を不合格（ＮＧ）として評価結果を下記表３の「ＭＡ混合相数割合評価結果」の欄に示す。
　［ＩＱ分布］
　供試材の圧延方向に平行な断面について、表面を研磨し、板厚の１／４位置にて、１００μｍ×１００μｍの領域について、1ステップ：０．２５μｍで１８万点のＥＢＳＤ測定（テクセムラボラトリーズ社製ＯＩＭシステム）を実施した。この測定結果から、各粒における平均ＩＱ値を求めた。なお、結晶粒は、測定領域内に完全に一つの結晶粒が収まっているもののみを測定対象とすると共に、ＣＩ＜0.1の測定点は解析から除外した。また下記式（１）、式（２）では、最大側、最小側共にそれぞれ全データ数の２％のデータを除外した。表３には、（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）の値を「式（１）」、σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）の値を「式（２）」に記載した。
　　（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０・・・（１）
　　σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５・・・（２）
　《機械的特性の評価》
　［引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）］
　引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に基づいて引張試験を行って測定した。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、ＪＩＳ　Ｚ２２０１で規定される５号試験片を供試材から切り出したものを用いた。測定結果を下記表４の「ＴＳ（ＭＰａ）」、「ＥＬ（％）」の欄にそれぞれ示す。
　［伸びフランジ性（λ）］
　伸びフランジ性（λ）は、穴拡げ率によって評価する。穴拡げ率（λ）は、鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ　１００１に基づいて穴拡げ試験を行って測定した。測定結果を下記表４の「λ（％）」の欄に示す。
　［曲げ性（Ｒ）］
　曲げ性（Ｒ）は、限界曲げ半径によって評価した。限界曲げ半径は、ＪＩＳ　Ｚ２２４８に基づいてＶ曲げ試験を行って測定した。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向、すなわち曲げ稜線が圧延方向と一致するように、ＪＩＳ　Ｚ２２０４で規定される板厚１．４ｍｍとした１号試験片を供試材から切り出したものを用いた。なお、Ｖ曲げ試験は、亀裂が発生しないように試験片の長手方向の端面に機械研削を施してから行った。
　ダイとパンチの角度は９０°とし、パンチの先端半径を０．５ｍｍ単位で変えてＶ曲げ試験を行い、亀裂が発生せずに曲げることができるパンチ先端半径を限界曲げ半径として求めた。測定結果を下記表４の「限界曲げＲ（ｍｍ）」の欄に示す。なお、亀裂発生の有無はルーペを用いて観察し、ヘアークラック発生なしを基準として判定した。
　［エリクセン値］
　エリクセン値は、ＪＩＳ　Ｚ２２４７に基づいてエリクセン試験を行って測定した。試験片は、９０ｍｍ×９０ｍｍ×厚み１．４ｍｍとなるように供試材から切り出したものを用いた。エリクセン試験は、パンチ径が２０ｍｍのものを用いて行った。測定結果を下記表４の「エリクセン値（ｍｍ）」の欄に示す。なお、エリクセン試験によれば、鋼板の全伸び特性と局部延性の両方による複合効果を評価できる。
　［低温靭性］
　低温靱性は、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に基づいて、－２０℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、そのときの脆性破面率（％）によって評価した。試験片幅は板厚と同じ１．４ｍｍとした。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、Ｖノッチ試験片を供試材から切り出したものを用いた。測定結果を下記表４に示す（「低温靭性（％）」）。
　鋼板に要求される機械的特性は、引張強度（ＴＳ）によって異なるため、引張強度（ＴＳ）に応じて伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、およびエリクセン値を評価した。低温靱性は、一律に－２０℃におけるシャルピー衝撃試験で脆性破面率が１０％以下を合格基準とした。
　下記評価基準に基づいて、伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、エリクセン値、低温靭性の全ての特性が満足している場合を合格（ＯＫ）、何れかの特性が基準値に満たない場合を不合格（ＮＧ）とし、評価結果を下記表４の「総合評価」の欄に示した。
　［５９０ＭＰａ級の場合］
　　引張強度（ＴＳ）　　：５９０ＭＰａ以上、７８０ＭＰａ未満
　　伸び（ＥＬ）　　　　：３４％以上
　　伸びフランジ性（λ）：３０％以上
　　曲げ性（Ｒ）　　　　：０．５ｍｍ以下
　　エリクセン値　　　　：１０．８ｍｍ以上
　　低温靭性　　　　　　：１０％以下
　［７８０ＭＰａ級の場合］
　　引張強度（ＴＳ）　　：７８０ＭＰａ以上、９８０ＭＰａ未満
　　伸び（ＥＬ）　　　　：２５％以上
　　伸びフランジ性（λ）：３０％以上
　　曲げ性（Ｒ）　　　　：１．０ｍｍ以下
　　エリクセン値　　　　：１０．４ｍｍ以上
　　低温靭性　　　　　　：１０％以下
　［９８０ＭＰａ級の場合］
　　引張強度（ＴＳ）　　：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満
　　伸び（ＥＬ）　　　　：１９％以上
　　伸びフランジ性（λ）：２０％以上
　　曲げ性（Ｒ）　　　　：３．０ｍｍ以下
　　エリクセン値　　　　：１０．０ｍｍ以上
　　低温靭性　　　　　　：１０％以下
　［１１８０ＭＰａ級の場合］
　　引張強度（ＴＳ）　　：１１８０ＭＰａ以上、１２７０ＭＰａ未満
　　伸び（ＥＬ）　　　　：１５％以上
　　伸びフランジ性（λ）：２０％以上
　　曲げ性（Ｒ）　　　　：４．５ｍｍ以下
　　エリクセン値　　　　：９．６ｍｍ以上
　　低温靭性　　　　　　：１０％以下
　なお、本発明では、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、１２７０ＭＰａ未満であることを前提としており、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ未満であるか、１２７０ＭＰａ以上の場合は、機械特性が良好であっても対象外として扱う。これらは表４の「備考」欄に「－」と記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　上記結果から次のように考察できる。表４の総合評価にＯＫが付されている例は、いずれも本発明で規定する要件を満足している鋼板であり、各引張強度（ＴＳ）に応じて定めた伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、エリクセン値、および低温靭性の基準値を満足している。従って本発明の高強度鋼板は、加工性全般に亘って良好であると共に低温靭性に優れていることが分かる。
　一方、総合評価にＮＧが付されている例は、本発明で規定するいずれかの要件を満足していない鋼板である。詳細は次の通りである。
　Ｎｏ．Ａ－３は均熱時間が短過ぎる例である。この例では、炭化物が未固溶のまま残っているので残留γが少なかった。そのため、伸び（ＥＬ）、エリクセン値が悪化した。
　Ｎｏ．Ａ－４は、均熱後の冷却停止温度が高く、Ｔ１温度域で保持していない例である。この例では低温域ベイナイト等が殆ど生成せず、またマルテンサイトを殆ど生成できなかったため、ベイナイト組織の複合化が不十分であり、またＭＡ混合相の微細化が図れなかった。そのため、伸びフランジ性（λ）が悪化した。またＩＱａｖｅ（式（１））、σＩＱ（式（２））ともに規定の範囲を外れており、低温靭性が悪かった。
　Ｎｏ．Ａ－５は、均熱後、Ｔ１温度域を超える高温側の４４０℃で保持した後、Ｔ２温度域を下回る低温側の３２０℃で保持したステップ冷却を行った例である。すなわち、Ｔ１温度域およびＴ２温度域での保持時間が短過ぎるため、低温域生成ベイナイト等の生成量が少なくなり、また粗大なＭＡ混合相が多く生成した。そのため、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）が悪化した。また、σＩＱ（式（２））が規定の範囲を外れており、低温靭性が悪かった。
　Ｎｏ．Ｂ－３は、Ｔ１温度域での保持時間（秒）が短過ぎる例である。この例では低温域生成ベイナイト等が殆ど生成せず、ベイナイト組織の複合化が不十分であった。そのため、伸びフランジ性（λ）、およびエリクセン値が悪化した。また、σＩＱ（式（２））が規定の範囲を外れており、低温靭性が悪かった。
　Ｎｏ．Ｂ－４は、均熱温度が高過ぎる例である。この例では加熱温度が高過ぎるため、ポリゴナルフェライトが十分に確保できず、一方、低温域生成ベイナイト等の生成量が多くなった。そのため、伸び（ＥＬ）が悪かった。
　Ｎｏ．Ｃ－３は、均熱後、Ｔ１温度域における任意の冷却停止温度Ｔまで冷却するときの平均冷却速度「急冷速度（℃／ｓ）」が遅過ぎる例である。この例では、冷却途中でポリゴナルフェライトやパーライトが多く生成したため、高温域生成ベイナイトの生成量も少なかった。そのため、伸び（ＥＬ）、およびエリクセン値が悪化した。また、σＩＱ（式（２））が規定の範囲を外れており、低温靭性が悪かった。
　Ｎｏ．Ｃ－４は、Ｔ２温度域での保持時間が短過ぎる例である。この例では高温域生成ベイナイトの生成量が少なく、また未変態オーステナイト量が多く残り、炭素濃化も不十分なため、Ｔ２温度域から冷却する途中で硬質な焼入れままマルテンサイトが多く生成し、粗大なＭＡ混合相が生成した。そのため、伸び（ＥＬ）、および伸びフランジ性（λ）が悪化した。またＩＱａｖｅ（式（１））、σＩＱ（式（２））ともに規定の範囲を外れており、低温靭性が悪かった。
　Ｎｏ．Ｄ－３は、均熱温度が低過ぎて、加工組織が多く残存し、またオーステナイトへの逆変態も殆ど進行せず、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、および残留オーステナイトの生成量がいずれも少なく、所定の金属組織を確保できなかった。そのため、伸び（ＥＬ）、およびエリクセン値が悪化した。
　Ｎｏ．Ｄ－４は、均熱後、Ｔ１温度域を下回る「冷却停止温度（℃）」の８０℃まで冷却し、そのままＴ１温度域を下回る温度で保持した例である。この例では高温域生成ベイナイトの生成量を確保できていない。そのため、伸び（ＥＬ）やエリクセン値が悪かった。
　Ｎｏ．Ｅ－２は、Ｔ１温度域での保持時間が長過ぎると共に、Ｔ２温度域での保持温度が低過ぎる例である。この例では、高温域生成ベイナイトを確保できていない。そのため、伸び（ＥＬ）、およびエリクセン値が悪化した。
　Ｎｏ．Ｈ－１は、均熱後、まず、Ｔ１温度域に相当する４２０℃の高温側で保持した後、Ｔ２温度域に相当する３８０℃の低温側で保持したステップ冷却の例である。この例では、過冷却後、Ｔ２温度域で所定時間保持するオーステンパを行う本発明の製法とは異なる冷却パターンを行ったため、ＩＱａｖｅ（式（１））、σＩＱ（式（２））ともに規定の範囲を外れており、低温靭性が悪かった。
　Ｎｏ．Ｍ－２は、Ｔ１温度域での保持時間が長過ぎる例である。この例では、高温域生成ベイナイト量を確保できず、また残留γ量が不足した。そのため、伸び（ＥＬ）が悪化した。
　Ｎｏ．Ｍ－３は、Ｔ１温度域での保持温度が高過ぎる例である。この例では、パーライトが生成したため、高温域生成ベイナイトの生成量が確保できておらず、また残留γの生成量も少なかった。そのため、伸び（ＥＬ）、およびエリクセン値が悪化した。
　Ｎｏ．Ｎ－１は、Ｃ量が少な過ぎる例である。この例では残留γの生成量が少なかった。そのため、伸び（ＥＬ）、およびエリクセン値が悪化した。
　Ｎｏ．Ｏ－１は、Ｓｉ量が少な過ぎる例である。この例では残留γの生成量が少なかった。そのため、伸び（ＥＬ）、およびエリクセン値が悪化した。
　Ｎｏ．Ｐ－１は、Ｍｎ量が少な過ぎる例である。この例では充分に焼入れができていないため、冷却中にフェライトが生成し、低温域生成ベイナイト等や高温域生成ベイナイトの生成が抑制され、また残留γの生成量も少なく、伸び（ＥＬ）、およびエリクセン値が悪化した。また、σＩＱ（式（２））が規定の範囲を外れており、低温靭性が悪かった。
　１　残留γおよび／または炭化物
　２　中心位置間距離
　３　ＭＡ混合相
　４　旧γ粒界
　５　高温域生成ベイナイト
　６　低温域生成ベイナイト等

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    Ｃ　：０．１０～０．５％、
    Ｓｉ：１．０～３％、
    Ｍｎ：１．５～３．０％、
    Ａｌ：０．００５～１．０％、
    Ｐ　：０％超０．１％以下、および
    Ｓ　：０％超０．０５％以下を満足し、
    残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
    該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを含み、
    　（１）金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、
    　（１ａ）前記ポリゴナルフェライトの面積率ａが金属組織全体に対して５０％超であり、
    　（１ｂ）前記ベイナイトは、
    　隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトと、
    　隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、
    　前記高温域生成ベイナイトの面積率ｂが金属組織全体に対して５～４０％、
    　前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率ｃが金属組織全体に対して５～４０％を満足し、
    　（２）飽和磁化法で測定した前記残留オーステナイトの体積率が金属組織全体に対して５％以上、
    　（３）電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）で測定される方位差３°以上の境界で囲まれる領域を結晶粒と定義したときに、該結晶粒のうち体心立方格子（体心正方格子を含む）の結晶粒毎に解析したＥＢＳＤパターンの鮮明度に基づく各平均ＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ）を用いた分布が、下記式（１）、（２）を満足すること特徴とする加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板。
    　　（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０・・・（１）
    　　σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５・・・（２）
    　　式中、
    　　　ＩＱａｖｅは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの平均値
    　　　ＩＱｍｉｎは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最小値
    　　　ＩＱｍａｘは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最大値
    　　　σＩＱは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの標準偏差を表す。
  2. 　前記金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ混合相が存在している場合には、前記ＭＡ混合相の全個数に対して、円相当直径ｄが７μｍ超を有するＭＡ混合相の個数割合が０％以上１５％未満である請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記ポリゴナルフェライト粒の平均円相当直径Ｄが、０μｍ超１０μｍ以下である請求項１に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記鋼板は、更に、以下の（ａ）～（ｅ）の少なくとも１つを含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
    （ａ）Ｃｒ：０％超１％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
    （ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
    （ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
    （ｄ）Ｂ：０％超０．００５％以下
    （ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、および希土類元素：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
  5. 　前記鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を有している請求項１に記載の高強度鋼板。
  6. 　請求項１～５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、
    　前記成分組成を満足する鋼材を８００℃以上、Ａｃ3点－１０℃以下の温度域に加熱する工程と、該温度域で５０秒間以上保持して均熱した後、６００℃以上の範囲を平均冷却速度２０℃／秒以下で冷却し、その後、
    　１５０℃以上、４００℃以下（但し、下記式で表されるＭｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点以下）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、且つ下記式（３）を満たす温度域で、１０～２００秒保持し、
    　次いで、下記式（４）を満たす温度域に加熱し、この温度域で５０秒間以上保持してから冷却することを特徴とする加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    　　　１５０℃≦Ｔ１（℃）≦４００℃　　・・・（３）
    　　　４００℃＜Ｔ２（℃）≦５４０℃　　・・・（４）
    　　　Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｖｆ／１００）－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］
    　式中、Ｖｆは別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値を意味する。また式中、［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算する。
  7. 　上記式（４）を満たす温度域で保持した後、冷却し、次いで電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
  8. 　上記式（４）を満たす温度域で溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
    　
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MX2016003781A MX2016003781A (es) 2013-09-27 2014-09-25 Lamina de acero de alta resistencia que tiene excelente capacidad de conformacion y dureza a baja temperatura,y metodo para la produccion de la misma.
US15/024,423 US20160237520A1 (en) 2013-09-27 2014-09-25 High-strength steel sheet having excellent formability and low-temperature toughness, and method for producing same
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018025675A1 (ja) * 2016-08-03 2018-02-08 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019151017A1 (ja) * 2018-01-31 2019-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法
JP2019143199A (ja) * 2018-02-21 2019-08-29 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
US11492687B2 (en) 2018-03-30 2022-11-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet
WO2023162381A1 (ja) * 2022-02-28 2023-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5728115B1 (ja) * 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
JP7186694B2 (ja) 2016-05-10 2022-12-09 ユナイテッド ステイツ スチール コーポレイション 高強度鋼製品及び該製品を製造するためのアニーリング工程
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
JP6524978B2 (ja) * 2016-07-05 2019-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6524977B2 (ja) * 2016-07-05 2019-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
MX2019001828A (es) * 2016-08-30 2019-06-06 Jfe Steel Corp Lamina de acero y metodo para la fabricacion de la misma.
KR101858852B1 (ko) * 2016-12-16 2018-06-28 주식회사 포스코 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN110475888B (zh) 2017-03-31 2021-10-15 日本制铁株式会社 冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板
KR102261663B1 (ko) * 2017-10-31 2021-06-08 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 저온용 니켈 함유 강판 및 그것을 사용한 저온용 탱크
CN108004482A (zh) * 2017-12-16 2018-05-08 苏州浩焱精密模具有限公司 一种耐高温耐腐蚀模具
WO2019180492A1 (en) * 2018-03-23 2019-09-26 Arcelormittal Forged part of bainitic steel and a method of manufacturing thereof
CN109082606A (zh) * 2018-09-10 2018-12-25 江苏叙然信息科技有限公司 一种高耐腐蚀钢材及其制备方法
ES2911662T3 (es) 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío de alta resistencia
JP7191796B2 (ja) * 2019-09-17 2022-12-19 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
KR102321292B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102348529B1 (ko) * 2019-12-18 2022-01-07 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102321288B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102321287B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN113322420A (zh) * 2020-02-28 2021-08-31 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优异低温冲击韧性的控制屈强比钢及其制造方法
CN112268762A (zh) * 2020-09-23 2021-01-26 北京科技大学 一种铁素体/珠光体显微组织定量化分析方法
JP7255759B1 (ja) 2021-08-30 2023-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板，高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法，並びに部材

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011132602A (ja) * 2009-11-30 2011-07-07 Nippon Steel Corp 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2013018740A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4367091B2 (ja) * 2002-12-20 2009-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れ、かつ強度−延性バランスに優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN100500915C (zh) * 2007-04-16 2009-06-17 北京科技大学 一种铁素体贝氏体双相钢
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2010114131A1 (ja) * 2009-04-03 2010-10-07 株式会社神戸製鋼所 冷延鋼板およびその製造方法
EP2719787B1 (en) * 2011-06-10 2016-04-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hot press molded article, method for producing same, and thin steel sheet for hot press molding
PL2738278T3 (pl) 2011-07-29 2020-05-18 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości i ocynkowana blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości oraz o doskonałej podatności na utrwalanie kształtu i sposób ich wytwarzania
WO2013024860A1 (ja) * 2011-08-17 2013-02-21 株式会社神戸製鋼所 高強度熱延鋼板
JP5632904B2 (ja) * 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5728115B1 (ja) * 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011132602A (ja) * 2009-11-30 2011-07-07 Nippon Steel Corp 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2013018740A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018025675A1 (ja) * 2016-08-03 2018-02-08 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019151017A1 (ja) * 2018-01-31 2019-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法
JP6597938B1 (ja) * 2018-01-31 2019-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法
US11332804B2 (en) 2018-01-31 2022-05-17 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength coated steel sheet, and method for producing the same
JP2019143199A (ja) * 2018-02-21 2019-08-29 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2019163513A1 (ja) * 2018-02-21 2019-08-29 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
US11384409B2 (en) 2018-02-21 2022-07-12 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, method for producing high-strength steel sheet, and method for producing high-strength galvanized steel sheet
US11492687B2 (en) 2018-03-30 2022-11-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet
WO2023162381A1 (ja) * 2022-02-28 2023-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法

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