WO2017164346A1 - 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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裕之 川田
山口　裕司
貴幸 北澤
智史 内田
植田　浩平
丸山　直紀
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新日鐵住金株式会社
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    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate and a high-strength galvanized steel plate.
  • Patent Document 1 describes a high-strength cold-rolled steel sheet aimed at improving ductility and stretch flangeability
  • Patent Document 2 describes a high-strength steel sheet aimed at improving toughness and HAZ toughness
  • Patent Document 3 discloses a high-strength steel sheet for the purpose of improving workability.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet aimed at improving bake hardenability while ensuring ductility is described in Patent Document 4
  • high-strength hot-dip galvanized steel sheet aiming at improving mechanical cutting characteristics while ensuring ductility Is described in Patent Document 5
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet for the purpose of improving workability is described in Patent Document 6.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet and a high-strength galvanized steel sheet that provide excellent formability and impact resistance.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, it is important not only to optimize the chemical composition and volume fraction of the microstructure, but also to place coarse retained austenite that is the starting point of fracture as close as possible to tempered martensite and fresh martensite. Became clear. In addition, it has been clarified that suppression of the uneven distribution of Mn in the production process is extremely important for controlling the arrangement of retained austenite, tempered martensite and fresh martensite.
  • the parent phase is composed of austenite grains while staying near the maximum heating temperature for annealing after cold rolling, and the subsequent cooling conditions are adjusted. is doing.
  • austenite grains are coarsened during residence, and a coarse mixed austenite and fresh martensite are mixed while being adjacent to each other during cooling.
  • tempering after annealing almost all of the fresh martensite becomes tempered martensite, but the arrangement of the structure does not change in tempering, so in the microstructure after tempering, coarse retained austenite and tempered martensite or Fresh martensite is mixed while adjoining each other.
  • coarse residual austenite exists so as to be surrounded by tempered martensite.
  • fracture is likely to occur starting from the interface between coarse retained austenite and tempered martensite or fresh martensite.
  • annealing conditions and tempering conditions have been proposed in order to optimize the chemical composition and volume fraction of the microstructure, but the uneven distribution of Mn proceeds with phase transformation at relatively high temperatures. Therefore, the uneven distribution of Mn cannot be controlled only by adjusting these conditions.
  • the inventors of the present application can suppress the uneven distribution of Mn in the cooling process of hot rolling and the heating process of annealing, and suppress the uneven distribution of Mn. It has been found that the austenite grains can be composed of finely and homogeneously dispersed austenite grains while staying near the maximum heating temperature.
  • the retained austenite and tempered martensite or fresh martensite are separated from each other by bainite and ferrite, etc. Becomes difficult to be adjacent to tempered martensite or fresh martensite. Even if retained austenite surrounded by tempered martensite is present, the retained austenite is fine, so that it is unlikely to be a starting point for fracture. Based on such knowledge, the present inventors have conceived the following aspects of the invention.
  • the aspect ratio is 2.50 or less and the density of residual austenite grains having an equivalent circle diameter of 0.80 ⁇ m or more is 5.0 ⁇ 10 10 particles / m 2 or less (1) to ( 4)
  • the high strength steel plate according to any one of the above.
  • a high-strength galvanized steel sheet characterized in that a galvanized layer is formed on the surface of the high-strength steel sheet according to any one of (5).
  • the chemical composition of the high-strength steel plate according to the first embodiment of the present invention will be described. Although details will be described later, the high-strength steel sheet according to the first embodiment is manufactured through a hot rolling process, a pickling process, a cold rolling process, an annealing process, a bainite transformation process, a martensitic transformation process, and a tempering process. . Therefore, the chemical composition of the high-strength steel sheet is suitable not only for the characteristics of the high-strength steel sheet but also for these treatments.
  • “%”, which is a unit of content of each element contained in a high-strength steel plate means “mass%” unless otherwise specified.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment has C: 0.075 to 0.400%, Si: 0.01 to 2.50%, Mn: 0.50 to 3.50%, P: 0.1000% or less.
  • REM rare earth metal
  • impurities examples include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • Q0 Si + 0.1Mn + 0.6Al (Formula 1) (Si, Mn, and Al in (Formula 1) are the contents of each element in mass%.)
  • C 0.075-0.400% C stabilizes austenite and increases the strength and formability by obtaining retained austenite. If the C content is less than 0.075%, retained austenite cannot be obtained, and it is difficult to ensure sufficient strength and formability. Therefore, the C content is 0.075% or more. In order to obtain better strength and formability, the C content is preferably 0.090% or more, more preferably 0.100% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.400%, the spot weldability is significantly deteriorated. Therefore, the C content is 0.400% or less. In order to obtain good spot weldability, the C content is preferably 0.320% or less, more preferably 0.250% or less.
  • Si stabilizes retained austenite by suppressing the formation of iron-based carbides in the steel sheet, and increases strength and formability.
  • Si content is less than 0.01%, a large amount of coarse iron-based carbide is generated in the bainite transformation step, and the strength and formability deteriorate. Therefore, the Si content is 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.25% or more.
  • Si embrittles steel or reduces the impact resistance of the steel sheet. When the Si content exceeds 2.50%, embrittlement is significant and troubles such as cracking of the cast slab are likely to occur. Therefore, the Si content is 2.50% or less.
  • the Si content is preferably 2.25% or less, more preferably 2.00% or less.
  • Mn increases the hardenability of the steel sheet and increases the strength. If the Mn content is less than 0.50%, a large amount of soft structure is formed during cooling after annealing, and it is difficult to ensure a sufficiently high tensile maximum strength. Therefore, the Mn content is 0.50% or more. In order to obtain higher strength, the Mn content is preferably 0.80% or more, more preferably 1.00% or more. On the other hand, Mn embrittles steel or deteriorates spot weldability.
  • the Mn content is 3.50% or less.
  • the Mn content is preferably 3.20% or less, more preferably 3.00% or less.
  • P 0.1000% or less
  • P is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • P causes the steel to become brittle or causes the melted portion caused by spot welding to become brittle. Therefore, the lower the P content, the better.
  • embrittlement is significant and troubles such as cracking of the slab are likely to occur. Therefore, the P content is 0.1000% or less.
  • the P content is preferably 0.0400% or less, more preferably 0.0200% or less, in order to suppress the embrittlement of the molten part and obtain an excellent weld joint strength. Reduction of the P content requires a cost, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. Therefore, the P content may be 0.0001% or more, and is preferably 0.0010% or more from the viewpoint of cost.
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. If S is combined with Mn, coarse MnS is formed, and formability such as ductility, hole expansibility, stretch flangeability and bendability is deteriorated, and spot weldability is deteriorated. The lower the better. When the S content exceeds 0.0100%, the decrease in moldability is significant. Therefore, the S content is 0.0100% or less. In order to obtain good spot weldability, the S content is preferably 0.0070% or less, and more preferably 0.0050% or less. Reduction of the S content takes a cost, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. For this reason, the S content may be 0.0001% or more, and is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0006% or more from the viewpoint of cost.
  • Al 2.000% or less
  • the Al content is 2.000% or less.
  • the Al content is preferably 1.500% or less, more preferably 1.300% or less. Reduction of the Al content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.001%, the cost increases remarkably. For this reason, the Al content may be 0.001% or more.
  • Al is effective as a deoxidizing material, and in order to obtain a sufficient deoxidizing effect, the Al content is preferably 0.010% or more. Since Al suppresses the formation of coarse carbides, it may be included for the purpose of stabilizing retained austenite. In order to stabilize the retained austenite, the Al content is preferably 0.100% or more, more preferably 0.250% or more.
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. N forms coarse nitrides, lowers formability such as ductility, hole expansibility, stretch flangeability and bendability, and generates blowholes during welding. Therefore, the lower the N content, the lower the N content. Good. When the N content exceeds 0.0100%, the moldability is significantly deteriorated. Therefore, the N content is 0.0100% or less. In order to suppress blowholes more reliably, the N content is preferably 0.0075% or less, and more preferably 0.0060% or less. Reduction of the N content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. Therefore, the N content may be 0.0001% or more, and is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more from the viewpoint of cost.
  • O is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • O forms an oxide and deteriorates formability such as ductility, hole expansibility, stretch flangeability, and bendability. Therefore, the lower the O content, the better.
  • the O content exceeds 0.0100%, the deterioration of the moldability is remarkable. Therefore, the O content is 0.0100% or less, preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0030% or less. Reduction of the O content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. Therefore, the O content may be 0.0001% or more.
  • Ti, Nb, V, Cr, Ni, Cu, Mo, B, W, Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM are not essential elements and are appropriately contained in high-strength steel sheets up to a predetermined amount. It is also an optional element.
  • Ti contributes to an increase in the strength of the steel sheet by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more. It is. However, if the Ti content exceeds 0.200%, Ti carbonitride may be excessively precipitated and formability may deteriorate. For this reason, Ti content is 0.200% or less. From the viewpoint of moldability, the Ti content is preferably 0.120% or less.
  • Nb contributes to an increase in the strength of the steel sheet by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more. It is.
  • the Nb content exceeds 0.100%, Nb carbonitride may excessively precipitate and formability may deteriorate. For this reason, Nb content is 0.100% or less. From the viewpoint of moldability, the Nb content is preferably 0.060% or less.
  • V contributes to an increase in the strength of the steel sheet by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the V content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more. It is. However, if the V content exceeds 0.500%, V carbonitrides may precipitate excessively and formability may deteriorate. For this reason, V content is 0.500% or less, More preferably, it is 0.350% or less.
  • Cr 0.00-2.00% Cr increases the hardenability and is effective for increasing the strength.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.10% or more. It is. However, if the Cr content exceeds 2.00%, hot workability is impaired and productivity may be lowered. For this reason, Cr content is 2.00% or less, Preferably it is 1.20% or less.
  • Ni 0.00-2.00% Ni suppresses phase transformation at high temperatures and is effective in increasing strength. Although the intended purpose is achieved even if Ni is not contained, in order to sufficiently obtain these effects, the Ni content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.10% or more. It is. However, if the Ni content exceeds 2.00%, weldability may be impaired. For this reason, Ni content is 2.00% or less, Preferably it is 1.20% or less.
  • Cu (Cu: 0.00-2.00%) Cu increases strength by being present in steel as fine particles.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.10% or more. It is. However, if the Cu content exceeds 2.00%, weldability may be impaired. For this reason, Cu content is 2.00% or less, Preferably it is 1.20% or less.
  • Mo (Mo: 0.00-1.00%) Mo suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more. It is. However, if the Mo content exceeds 1.00%, hot workability may be impaired and productivity may be reduced. For this reason, Mo content is 1.00% or less, Preferably it is 0.50% or less.
  • B suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more. It is. However, if the B content exceeds 0.0100%, hot workability may be impaired and productivity may be reduced. For this reason, B content is 0.0100% or less, More preferably, B content is 0.0050% or less.
  • W suppresses the phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength.
  • the W content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.10% or more. It is. However, if the W content exceeds 2.00%, the hot workability is impaired and the productivity may be lowered. For this reason, W content is 2.00% or less, Preferably it is 1.20% or less.
  • REM refers to an element belonging to the lanthanoid series.
  • REM and Ce may be added by misch metal and may contain lanthanoid series elements in combination with La and Ce. Even if lanthanoid series elements other than La and Ce are contained, the effect of the present invention is exhibited. Even if the metal La or Ce is contained, the effect of the present invention is exhibited.
  • Ca, Ce, Mg, Zr, La and REM are effective for improving the formability.
  • the intended purpose is achieved even if Ca, Ce, Mg, Zr, La and REM are not included, in order to sufficiently obtain these effects, Ca, Ce, Mg, Zr, La and REM
  • the total content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • the total content of Ca, Ce, Mg, Zr, La and REM exceeds 0.0100%, the ductility may be impaired.
  • the total content of Ca, Ce, Mg, Zr, La and REM is 0.0100% or less, and preferably 0.0070% or less.
  • H, Na, Cl, Sc, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Y, Zr, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Te, Cs, Hf , Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au, and Pb are contained in a total amount of 0.0100% or less.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment has a volume fraction of ferrite: 85% or less, bainite: 3 in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centered on 1/4 thickness from the surface of the thickness. % To 95%, tempered martensite: 1% to 80%, retained austenite: 1% to 25%, pearlite and coarse cementite: 5% or less in total, and fresh martensite: 5% or less Has a microstructure.
  • Ferrite has excellent ductility. However, since the strength of ferrite is low, a sufficient tensile maximum strength cannot be obtained if the volume fraction of ferrite exceeds 85%. For this reason, the volume fraction of ferrite is 85% or less. In order to obtain a higher maximum tensile strength, the volume fraction of ferrite is preferably 75% or less, more preferably 65% or less. Although the intended purpose is achieved even if no ferrite is contained, in order to obtain good ductility, the volume fraction of ferrite is preferably 5% or more, more preferably 10% or more.
  • Bainite is a structure having an excellent balance between strength and formability. If the volume fraction of bainite is less than 3%, a balance between good strength and formability cannot be obtained. Therefore, the volume fraction of bainite is 3% or more. Since the volume fraction of retained austenite increases with the formation of bainite, the volume fraction of bainite is preferably 7% or more, more preferably 10% or more. On the other hand, if the volume fraction of bainite exceeds 95%, it is difficult to ensure both tempered martensite and retained austenite, and a balance between good strength and formability cannot be obtained. Therefore, the volume fraction of bainite is 95% or less, and in order to obtain a better balance between strength and formability, the volume fraction of bainite is preferably 85% or less, more preferably 75% or less. is there.
  • the bainite in the present invention is composed of a bainitic ferrite containing a lath-like body-centered cubic (bcc) crystal and containing no iron-based carbide, fine bcc crystal, and coarse iron-based carbide.
  • Granular bainite, lath-shaped bcc crystals and upper bainite composed of coarse iron-based carbides, and plate-shaped bcc crystals and lower bainite composed of fine iron-based carbides arranged in parallel therewith are included.
  • Tempered martensite greatly improves the tensile strength of the steel sheet without impairing the impact resistance. If the volume fraction of tempered martensite is less than 1%, sufficient tensile strength cannot be obtained. Therefore, the volume fraction of tempered martensite is 1% or more. In order to obtain higher tensile strength, the volume fraction of tempered martensite is preferably 5% or more, more preferably 10% or more. On the other hand, if the volume fraction of tempered martensite exceeds 80%, the interface between tempered martensite and retained austenite increases excessively, and impact resistance characteristics deteriorate. Therefore, the volume fraction of tempered martensite is 80% or less. In order to obtain better impact resistance, the volume fraction of tempered martensite is preferably 73% or less, more preferably 65% or less.
  • Residual austenite increases the balance between strength and ductility. If the volume fraction of retained austenite is less than 1%, a good balance between strength and ductility cannot be obtained. Therefore, the volume fraction of retained austenite is 1% or more. In order to obtain good moldability, the volume fraction of retained austenite is preferably 2.5% or more, more preferably 4% or more. On the other hand, in order for the volume fraction of retained austenite to exceed 25%, C is required to such an extent that the weldability is significantly impaired. For this reason, the volume fraction of retained austenite is 25% or less.
  • Residual austenite transforms into hard martensite when subjected to an impact and acts as a starting point for fracture.
  • the volume fraction of retained austenite exceeds 21% and martensitic transformation is likely to occur. Therefore, the volume fraction of retained austenite is preferably 21% or less, and more preferably 17% or less.
  • the amount of dissolved carbon in the retained austenite is preferably 0.77% by mass or more, more preferably 0.84% by mass or more.
  • the amount of dissolved carbon in the retained austenite is excessively increased, the transformation from retained austenite to martensite accompanying tensile deformation does not sufficiently proceed, and the work hardening ability may decrease instead.
  • the amount of dissolved carbon in the retained austenite exceeds 1.30% by mass, sufficient work hardening ability cannot be obtained. Therefore, the amount of dissolved carbon in the retained austenite is 1.30% by mass or less, preferably 1.20% by mass or less, and more preferably 1.10% by mass or less.
  • Residual austenite grains having an aspect ratio of 2.50 or less and an equivalent circle diameter of 0.80 ⁇ m or more are transformed into hard martensite when subjected to an impact, and work easily as a starting point of fracture.
  • the retained austenite in the vicinity of the interface between the retained austenite grains corresponding to the above and tempered martensite or fresh martensite, the retained austenite is restrained by hard tempered martensite or fresh martensite, and the retained austenite side is deformed. High strain occurs, and the retained austenite is easily transformed into martensite. For this reason, the interface formed between retained austenite and tempered martensite or fresh martensite is peeled off and is likely to break.
  • the ratio of the interface between the tempered martensite and the fresh martensite out of all the grain boundaries of the retained austenite grains having an aspect ratio of 2.50 or less and an equivalent circle diameter of 0.80 ⁇ m or more,
  • this ratio is 75% or less.
  • this proportion is preferably 60% or less, more preferably 40% or less.
  • the density of residual austenite grains having an aspect ratio of 2.50 or less and an equivalent circle diameter of 0.80 ⁇ m or more is preferably 5.0 ⁇ 10 10 particles / m 2 or less, more preferably. Is 3.0 ⁇ 10 10 pieces / m 2 or less.
  • Fresh martensite greatly improves the tensile strength, but on the other hand, it becomes a starting point of fracture and deteriorates impact resistance.
  • the volume fraction of fresh martensite exceeds 5%, the deterioration of impact resistance is remarkable. For this reason, the volume fraction of fresh martensite is 5% or less.
  • the volume fraction of fresh martensite is preferably 1% or less, more preferably 0%.
  • coarse cementite means cementite having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more. By observation with an electron microscope, the equivalent-circle diameter of cementite can be easily measured, and it can be easily determined whether or not the cementite is coarse.
  • the volume fraction of ferrite, bainite, tempered martensite, fresh martensite, pearlite, and coarse cementite can be measured using the following method.
  • a sample was taken with the cross section of the steel plate parallel to the rolling direction of the steel sheet as the observation surface, the observation surface was polished and subjected to nital etching, and 1/8 thickness to 3/3 centered on 1/4 thickness from the surface of the plate thickness.
  • the area of 8 thickness is observed with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope), and the area fraction can be measured, which can be regarded as the volume fraction.
  • FE-SEM Field Emission Scanning Electron Microscope
  • the volume fraction of retained austenite is evaluated by the X-ray diffraction method. In the range of 1/8 to 3/8 thickness from the surface of the plate thickness, the plane parallel to the plate surface is finished as a mirror surface, and the area fraction of fcc iron is measured by X-ray diffraction method, and the volume of residual austenite It can be regarded as a fraction.
  • the aspect ratio, equivalent circle diameter, and interface of the retained austenite grains are evaluated by performing high-resolution crystal orientation analysis by transmission EBSD method (electron beam backscatter diffraction method) using FE-SEM.
  • transmission EBSD method electron beam backscatter diffraction method
  • FE-SEM FE-SEM
  • a thin piece parallel to the plate surface is cut out, subjected to mechanical polishing and electropolishing, and the periphery of the hole formed in the thin piece is observed. Residual austenite grains can be observed with high accuracy.
  • “OIM Analysis 6.0” made by TSL can be used for analysis of data obtained by the transmission EBSD method.
  • the observation by the transmission EBSD method is performed by setting five or more areas having a size of 2.0 ⁇ 10 ⁇ 10 m 2 or more in the thin piece. From the observation results, the region determined to be fcc iron is defined as retained austenite.
  • the method for obtaining the aspect ratio and equivalent circle diameter of residual austenite grains will be described. First, only fcc iron is extracted from the measured crystal orientation, and a crystal orientation map is drawn. A boundary causing a crystal orientation difference of 10 ° or more is regarded as a crystal grain boundary.
  • the aspect ratio is a value obtained by dividing the major axis length of the grain by the minor axis length.
  • the equivalent circle diameter can be obtained by calculating the area from the number of measurement points included in each grain, and calculating the square root after multiplying the area by 4 / ⁇ .
  • a method for determining the ratio of the interface between tempered martensite and fresh martensite in the grain boundary of retained austenite grains will be described.
  • a boundary that causes a crystal orientation difference of 4 ° or more is used as a grain boundary, and “Grain Average Fit”, which is an index representing distortion of crystal lattice in each crystal grain, is calculated.
  • Grains with high Grain Average Fit are tempered martensite or fresh martensite.
  • Grain Average Fit is applied to the sum StM + SfM [%] of the area fraction StM [%] of tempered martensite and the area fraction SfM [%] of fresh martensite obtained by observation using FE-SEM.
  • a histogram is created with the axis as the axis and the vertical axis as the area of each crystal grain.
  • a portion corresponding to StM + SfM [%] from the higher side of Grain Average Fit is regarded as tempered martensite or fresh martensite.
  • a boundary that causes a crystal orientation difference of 4 ° is drawn as a grain boundary, and a region that is regarded as tempered martensite or fresh martensite is displayed on the same map.
  • the arrangement of austenite, tempered martensite and fresh martensite can be seen. And from this arrangement, among all the grain boundaries of the retained austenite grains having an aspect ratio of 2.50 or less and an equivalent circle diameter of 0.80 ⁇ m or more, the interface of tempered martensite or fresh martensite. You can find the percentage of the occupancy.
  • the thickness of the high-strength steel plate of this embodiment is not limited, but is preferably 0.4 mm or more and 5.0 mm or less. If the plate thickness is less than 0.4 mm, it may be difficult to keep the shape of the steel plate flat. If the plate thickness exceeds 5.0 mm, it becomes difficult to control the heating and cooling conditions in the manufacturing process, and a predetermined microstructure may not be obtained.
  • the high-strength galvanized steel sheet according to this embodiment includes the high-strength steel sheet according to the first embodiment and a galvanized layer formed on the surface thereof.
  • the galvanized layer is, for example, a hot dip galvanized layer or an alloyed galvanized layer.
  • the galvanized layer may be an electrogalvanized layer.
  • the Fe content in the hot-dip galvanized layer is preferably 3.0% by mass or less in order to improve the adhesion between the surface of the high-strength steel plate and the hot-dip galvanized layer.
  • the higher the Al content in the hot dip galvanized layer the more easily the adhesion between the surface of the high-strength steel sheet and the hot dip galvanized layer is deteriorated, and when the Al content exceeds 0.5% by mass, the adhesiveness deteriorates. It is remarkable. Therefore, the Al content in the hot dip galvanized layer is preferably 0.5% by mass or less.
  • the Fe content in the alloyed galvanized layer is preferably 7.0% by mass or more in order to increase the adhesion between the surface of the high-strength steel plate and the alloyed galvanized layer. It is 13.0 mass% or less.
  • Zinc plating layer is Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb , Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, and REM may be included. Depending on the content of each element, the corrosion resistance and workability of the galvanized layer may be improved.
  • the Fe content and Al content in the galvanized layer can be measured by the following method. First, a plated steel sheet having a predetermined size is immersed in hydrochloric acid at room temperature with an inhibitor added at a concentration of 3 to 10% to dissolve the plating layer. Next, the solution in which the plating layer is dissolved is diluted, and the concentrations of Zn, Al, and Fe in the diluted solution are analyzed by an inductively coupled plasma (ICP) method, and Zn, Al, and Fe in the plating layer are analyzed. Is determined. Thereafter, the Fe content and the Al content in the plating layer are calculated from the mass ratio of Zn, Al, and Fe in the plating layer. As the inhibitor, for example, hexamethylenetetramine defined in JIS K 8847 may be used.
  • This manufacturing method includes a hot rolling step, a pickling step, a cold rolling step, an annealing step, a bainite transformation step, a martensite transformation step, and a tempering step, and may include a softening annealing step.
  • This production method is preferably applied to the production of a high-strength steel plate having a thickness of 0.4 mm or more and 5.0 mm or less. If the plate thickness is less than 0.4 mm, it may be difficult to keep the shape of the steel plate flat. If the plate thickness exceeds 5.0 mm, it becomes difficult to control the heating and cooling conditions in the manufacturing process, and a predetermined microstructure may not be obtained.
  • a slab having the above-described chemical composition is cast.
  • the slab used for hot rolling a slab produced by a continuous casting slab, a thin slab caster or the like can be used.
  • the slab after casting may be once cooled to room temperature, it is more preferable to subject it to hot rolling directly at a high temperature because energy required for heating can be reduced.
  • the heating temperature of a slab In the hot rolling process, when the heating temperature of the slab is less than 1080 ° C., coarse inclusions resulting from casting remain undissolved, and the steel sheet may break after hot rolling. For this reason, the heating temperature of a slab shall be 1080 degreeC or more, Preferably it shall be 1150 degreeC or more. Although the upper limit of the heating temperature of the slab is not particularly defined, a large amount of energy is required for heating above 1300 ° C., so that it is preferably 1300 ° C. or lower.
  • the completion temperature of hot rolling is less than 850 ° C.
  • the rolling reaction force increases and it becomes difficult to stably obtain a desired plate thickness.
  • the completion temperature of hot rolling shall be 850 degreeC or more.
  • the completion temperature of hot rolling is preferably 870 ° C. or higher.
  • an apparatus for heating the steel sheet is required from the end of heating of the slab to the completion of hot rolling, which requires high cost.
  • the completion temperature of hot rolling shall be 1020 degrees C or less.
  • the completion temperature of hot rolling is preferably 1000 ° C. or less, and more preferably 980 ° C. or less.
  • the average cooling rate in the range from 850 ° C. to 700 ° C. is less than 8.0 ° C./sec between completion of hot rolling and winding, coarse ferrite is generated, Mn segregation is strengthened, and hard The microstructure is unevenly distributed. As a result, the possibility that the retained austenite contacts tempered martensite or fresh martensite in the high-strength steel sheet is excessively increased. Therefore, in this method, the average cooling rate in the range from 850 ° C. to 700 ° C. is set to 8.0 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the range from 850 ° C. to 700 ° C. is preferably 12.0 ° C./second or more. More preferably, it is 16.0 ° C./second or more. Even if the upper limit of the average cooling rate in the range from 850 ° C. to 700 ° C. is not limited, the high-strength steel plate according to the first embodiment can be manufactured.
  • the coiling temperature T C is 700 ° C. greater than the phase transformation proceeds at a high temperature during the slow cooling down to room temperature after winding, coarse ferrite is generated, the Mn segregation It becomes stronger and becomes a micro structure in which hard structures are unevenly distributed. As a result, the possibility that the retained austenite contacts tempered martensite or fresh martensite in the high-strength steel sheet is excessively increased. Therefore, in this manufacturing method, the coiling temperature T C and 700 ° C. or less.
  • the coiling temperature T C is preferably a 660 ° C. or less.
  • the coiling temperature T C is set to 400 ° C. or higher.
  • the phase transformation after winding proceeds at a lower temperature, resulting in a microstructure in which the hard structure is appropriately dispersed, and the retained austenite is tempered in the high-strength steel sheet.
  • the possibility of contact with martensite or fresh martensite is reduced.
  • the average cooling rate from the coiling temperature T C to 350 ° C. is set to 5.0 ⁇ 10 ⁇ 3 ° C./second or more.
  • the steel sheet wound as a coil is cooled too quickly, a large temperature deviation occurs in the coil, and the phase transformation behavior is also biased with the temperature deviation, resulting in a microstructure in which hard structures are partially assembled.
  • the average cooling rate from the coiling temperature T C to 350 ° C. is 1.0 ⁇ 10 ⁇ 2 ° C./second or less, preferably 9.0 ⁇ 10 ⁇ 3 ° C./second or less.
  • the hot rolled steel sheet obtained in the hot rolling process is pickled.
  • oxides present on the surface of the hot-rolled steel sheet are removed.
  • Pickling is important for improving the chemical conversion treatment properties and plating properties of hot-rolled steel sheets.
  • the pickling of the hot-rolled steel sheet may be performed only once or a plurality of times.
  • Cold rolling process In the cold rolling process after the pickling process, cold rolling of the hot rolled steel sheet is performed to obtain a cold rolled steel sheet. If the total rolling reduction in cold rolling is more than 85%, the ductility of the steel sheet is remarkably lowered, and the risk of the steel sheet breaking during cold rolling is increased. For this reason, in cold rolling, the total reduction ratio is 85% or less, preferably 75% or less, and more preferably 70% or less. There is no particular lower limit for the total rolling reduction in the cold rolling process, and cold rolling may not be performed. However, if the total rolling reduction in cold rolling is less than 0.05%, the shape of the steel sheet becomes inhomogeneous, the plating does not adhere uniformly, and the appearance may be impaired.
  • the total rolling reduction in cold rolling is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • cold rolling is preferably performed in a plurality of passes, the number of cold rolling passes and the reduction rate distribution to each pass are not questioned.
  • the total rolling reduction in cold rolling is more than 10% and less than 20%, the recrystallization does not proceed sufficiently in the annealing process after the cold rolling process, and the coarse crystal loses malleability including a large amount of dislocations. Grains may remain near the surface layer, and bendability and fatigue resistance may deteriorate. In order to avoid this, it is effective to reduce the total rolling reduction, to minimize the accumulation of dislocations in the crystal grains, and to maintain the malleability of the crystal grains. From the viewpoint of minimizing the accumulation of dislocations in the crystal grains, the total rolling reduction in the cold rolling step is preferably 10% or less, more preferably 5.0% or less.
  • the total rolling reduction in the cold rolling process is increased, the recrystallization is sufficiently advanced in the annealing process, and the recrystallization with less accumulation of dislocations inside the work structure. It is effective to make a grain.
  • the total rolling reduction is preferably 20% or more, and more preferably 30% or more.
  • the manufacturing method may include a softening annealing step between the hot rolling step and the cold rolling step.
  • softening annealing is performed for the purpose of softening the steel sheet.
  • the rolling reaction force in cold rolling can be reduced and the shape of the steel sheet can be improved.
  • the annealing temperature in the softening annealing process exceeds 680 ° C., the particle size of cementite becomes coarse, the nucleation frequency of austenite grains in the annealing process decreases, and some austenite grains grow excessively. The density of coarse austenite grains increases and the impact properties deteriorate.
  • the annealing temperature is preferably 680 ° C. or lower.
  • the lower limit of the annealing treatment temperature is not particularly defined, but if it is less than 300 ° C., a sufficient softening effect cannot be obtained. For this reason, the annealing temperature is preferably 300 ° C. or higher.
  • the softening annealing process may be either before or after the pickling process.
  • Pickling may be performed both before and after the softening annealing step.
  • the cold rolled steel sheet is annealed.
  • the cold-rolled steel sheet obtained in the cold-rolling step is heated to the maximum heating temperature T max with an average heating rate in the range of A C1 point to (A C1 point +25) ° C. being 0.5 ° C./second or more. .
  • the average heating rate in the range of A C1 point to (A C1 point + 25) ° C. is less than 0.5 ° C./sec, the austenite grains generated immediately above the A C1 point grow excessively and the microstructure is unevenly distributed. It becomes.
  • the average heating rate in the range of A C1 point to (A C1 point +25) ° C. is preferably 0.8. More than °C / sec.
  • the upper limit of the average heating rate in the range of A C1 point to (A C1 point +25) ° C. is not particularly set, but if the heating rate is excessively increased, there is a concern that the cementite in the steel remains undissolved and the characteristics deteriorate. Therefore, the average heating rate in the range of A C1 point to (A C1 point + 25) ° C. is preferably 100 ° C./second or less.
  • the maximum heating temperature T max is set to (AC 1 point + 40) ° C. or higher.
  • the maximum heating temperature T max preferably a (A C1 point +55) ° C. or higher.
  • the maximum heating temperature Tmax is preferably set to 1000 ° C. or less.
  • a C1 point and A C3 point of the steel sheet are the start point and the completion point of the austenite reverse transformation, respectively.
  • C1-point and A C3 point A of the steel sheet cut a small piece from steel sheet after hot rolling, heating to 1200 ° C. at 10 ° C. / sec is obtained by measuring therebetween volume expansion.
  • the residence time t max in the temperature range from the maximum heating temperature T max to (T max ⁇ 10) ° C. greatly affects the characteristics of the high-strength steel sheet. If this residence time tmax is too long, Mn segregation progresses and a microstructure in which hard structures are unevenly distributed is formed. As a result, the possibility that the retained austenite contacts tempered martensite or fresh martensite in the high-strength steel sheet is excessively increased. Therefore, in this manufacturing method, in order to improve the impact resistance, the parameter Q1 expressed by (Expression 2) relating to the residence time tmax is set to 2.0 or less.
  • T Mn of formula 2 is the content of Mn in mass%
  • T C is the temperature [°C] winding the hot-rolled steel sheet in coil in the hot rolling step of .T T max or A The lower temperature of the C3 points.
  • the parameter Q1 reflects the progress of Mn segregation after the annealing process, and the larger the parameter Q1, the more Mn segregation proceeds and the impact resistance characteristics deteriorate. From the viewpoint of impact resistance, the parameter Q1 is set to 2.0 or less, preferably 1.5 or less, and more preferably 1.0 or less.
  • the steel plate After the residence in the temperature range and the residence time tmax , the steel plate is cooled to 650 ° C. (first cooling).
  • the average cooling rate (first cooling rate) up to 650 ° C. (first cooling stop temperature) may be arbitrarily changed according to the required characteristics of the steel sheet.
  • the first cooling rate is preferably 0.5 ° C./second or more. When the first cooling rate is 0.5 ° C./second or more, generation of a large amount of pearlite can be prevented.
  • the steel sheet is cooled from the temperature of 650 ° C. to 500 ° C. or less (second cooling stop temperature) at an average cooling rate of 2.5 ° C./second or more (second cooling).
  • second cooling rate the average cooling rate in the temperature range from 650 ° C. to 500 ° C. is less than 2.5 ° C./second, a large amount of pearlite and coarse cementite are generated, and the moldability is impaired. Moreover, the ferrite produced
  • the second cooling rate is preferably 5.0 ° C./second or more, more preferably 9.0 ° C./second or more.
  • the high-strength steel sheet according to the first embodiment can be produced without limiting the upper limit of the second cooling rate, but a special cooling method is employed to obtain an average cooling rate of 200 ° C./second or more. There is a need. Therefore, from the viewpoint of cost, the second cooling rate is preferably 200 ° C./second or less.
  • the parameter Q2 reflects the progress of bainite transformation.
  • the parameter Q2 is in the range of 0.10 or more and 3.00 or less, the degree of progress of the bainite transformation is appropriate. From the viewpoint of impact resistance, the parameter Q2 is preferably 0.25 or more and 2.50 or less.
  • the steel sheet may be cooled to Ms * to (Mf * + 50) ° C. and reheated to 340 to 500 ° C. between the annealing step and the bainite transformation step.
  • Ms * is expressed by (Expression 4)
  • Mf * is expressed by (Expression 5).
  • the volume fraction of ferrite may use the result of the first measurement when manufacturing a steel sheet under the same manufacturing conditions (temperature history), and does not need to be measured every time. If the manufacturing conditions are to be changed significantly, measure again. Of course, the microstructure of the steel sheet actually manufactured may be observed and fed back to subsequent manufacturing.
  • the steel sheet is cooled (third cooling) to perform a treatment that causes martensitic transformation.
  • the average cooling rate (third cooling rate) in the range of 340 ° C. to Ms point during the third cooling is less than 1.0 ° C./second, lower bainite containing carbide is generated, and formability deteriorates. Accordingly, the third cooling rate is set to 1.0 ° C./second or more. In order to obtain more excellent moldability, the third cooling rate is preferably 2.5 ° C./second or more, more preferably 4.0 ° C./second or more.
  • the Ms point is expressed by (Expression 6).
  • Equation 6 (C, Mn, Ni, Cr, Si, Al in (Equation 6) is the content of each element in mass%, and is 0 when the element is not included.
  • V ⁇ is the volume fraction of ferrite. The rate [%] and V B is the bainite volume fraction [%].)
  • the third cooling stop temperature is preferably in the range of ⁇ 10 to 50 ° C. with the Mf point being ⁇ 10 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature is preferably in the range of ⁇ 10 to 50 ° C.
  • the second cold rolling may be performed between the martensitic transformation step and the tempering step.
  • cold rolling is performed on the steel sheet at a rolling rate of 3.0% or less, preferably 2.0% or less.
  • the steel sheet is tempered in the range of 200 to 600 ° C.
  • the martensite generated in the martensitic transformation process becomes tempered martensite, and the formability and impact resistance of the steel sheet are greatly improved.
  • the parameter Q3 expressed by (Equation 8) is related to the tempering temperature T tem [° C.] and the tempering treatment time t tem [second] between the tempering temperature T tem and (T tem ⁇ 10 ° C.)
  • the parameter Q4 expressed by (Equation 9) is 1.0 or less
  • the parameter Q5 expressed by (Equation 10) is 1.00 or less.
  • Parameter Q3 indicates the degree of tempering of martensite. If the parameter Q3 is less than 1.0, the tempering of martensite does not proceed sufficiently and the hole expandability and stretch flangeability deteriorate. For this reason, the parameter Q3 needs to be 1.0 or more. In order to obtain more excellent hole expandability and stretch flangeability, the parameter Q3 is preferably 1.5 or more, more preferably 2.0 or more.
  • Equation 9 (Mn and Ni in (Equation 9) are the contents of Mn and Ni in mass%, and 0 when the element is not included.
  • T tem is the tempering temperature [° C.] and t tem. Is the tempering time [sec].)
  • Parameter Q4 indicates the stability of retained austenite.
  • the parameter Q4 is more than 1.00, the retained austenite is excessively stabilized and is not transformed into martensite at the time of deformation, and the balance between strength and ductility deteriorates. For this reason, the parameter Q4 needs to be 1.00 or less.
  • the parameter Q4 is preferably 0.90 or less, more preferably 0.80 or less.
  • T tem is the tempering temperature [ ° C] and t tem is the tempering time [seconds].
  • Parameter Q5 indicates the formation behavior of pearlite and / or coarse cementite from retained austenite.
  • the parameter Q5 exceeds 1.00, most of the retained austenite is decomposed into pearlite and / or coarse cementite, and the strength and formability of the steel sheet deteriorate. For this reason, the parameter Q5 needs to be 1.00 or less.
  • the parameter Q5 is preferably 0.60 or less, more preferably 0.20 or less.
  • the average heating rate from 200 ° C. to the maximum heating temperature is preferably 1.0 ° C./second or more.
  • the average heating rate in the above temperature range is preferably 4.0 ° C./second or more.
  • cold rolling with a rolling rate of 3.00% or less may be performed for the purpose of shape correction.
  • the high-strength steel plate of the first embodiment is obtained.
  • the high-strength steel plate according to the first embodiment obtained by the above-described manufacturing method or the high-strength steel plate in the middle of manufacturing by the above-described manufacturing method is subjected to plating treatment, A galvanized layer is formed.
  • plating treatment a hot dip galvanizing process or an electrogalvanizing process may be performed.
  • stage (timing) for performing hot dip galvanizing treatment on a high-strength steel sheet during production examples include timing before the bainite transformation process, timing before the martensitic transformation process, timing before the tempering process, and after the tempering process. . Moreover, you may perform a hot-dip galvanization process during a tempering process.
  • the temperature of the galvanizing bath in the hot dip galvanizing treatment is preferably 450 to 470 ° C.
  • the temperature of the galvanizing bath is preferably 450 ° C. or higher.
  • the temperature of the galvanizing bath is preferably 470 ° C. or lower.
  • the temperature of the steel sheet immersed in the galvanizing bath (steel steel penetration temperature) is preferably 420 to 500 ° C. If the temperature of the steel sheet immersed in the galvanizing bath is less than 420 ° C., it is necessary to apply a large amount of heat to the galvanizing bath in order to stabilize the temperature of the galvanizing bath at 450 ° C. or higher, which is not practically suitable. Therefore, in order to stabilize the bath temperature of the galvanizing bath, the steel sheet intrusion temperature is preferably 420 ° C. or higher, more preferably 440 ° C. or higher.
  • the steel sheet penetration temperature is preferably 500 ° C. or lower, more preferably 480 ° C. or lower.
  • the galvanizing bath is preferably composed mainly of zinc and has a composition in which the effective Al amount, which is a value obtained by subtracting the total Fe amount from the total Al amount in the galvanizing bath, is 0.010 to 0.300 mass%.
  • the effective amount of Al in the galvanizing bath is less than 0.010% by mass, the penetration of Fe into the galvanized layer may proceed excessively and the plating adhesion may be impaired. Therefore, the effective amount of Al in the galvanizing bath is preferably 0.010% by mass or more, more preferably 0.030% by mass or more, and further preferably 0.050% by mass or more.
  • the effective amount of Al in the galvanizing bath exceeds 0.300% by mass, an excessive amount of Fe—Al intermetallic compound is formed at the boundary between the base iron and the galvanized layer, and the plating adhesion may be significantly impaired. is there. Therefore, the effective amount of Al in the galvanizing bath is preferably 0.300% by mass or less.
  • the effective Al amount in the plating bath is more preferably 0. 180% by mass or less, more preferably 0.150% by mass or less.
  • Zinc plating baths are Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb , Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, and REM may be included. Depending on the content of each element, the corrosion resistance and workability of the galvanized layer may be improved.
  • a high-pressure gas mainly composed of nitrogen on the surface of the steel sheet to remove excess plating solution on the surface layer.
  • Examples of the stage (timing) for electrogalvanizing the high-strength steel sheet during production include timing before the tempering process and after the tempering process.
  • a conventionally well-known method can be used as an electrogalvanization process.
  • Examples of the electrogalvanizing bath include those having a pH of 1.5 to 2.0 containing H 2 SO 4 , ZnSO 4 and NaSO 4 .
  • Conditions such as the temperature and current density of the electrogalvanizing bath can be appropriately determined according to the type of electrogalvanizing bath, the thickness of the galvanized layer, and the like.
  • a pickling method for a high-strength steel plate a known method can be used. For example, a method in which a high-strength steel plate is immersed in sulfuric acid and hydrogen bubbles are visually recognized is mentioned.
  • the alloyed galvanized layer is formed by performing an alloying treatment after the plating treatment.
  • the alloying process may be performed at any stage (timing) after the plating process, or may be performed continuously after the plating process.
  • the stage of alloying treatment includes the timing before the bainite transformation step after the plating treatment, the timing before the martensite transformation step, and the firing. Examples include the timing before the tempering process, the same time as the tempering process, and the tempering process.
  • the stage (timing) for the alloying treatment is the same as the timing before the martensite transformation step after plating, the timing before the tempering step, and the tempering treatment. And after the tempering step.
  • the stage (timing) for the alloying process includes the timing before the tempering process after the plating process, simultaneously with the tempering process, after the tempering process, and the like. .
  • a heat treatment is preferably performed by holding at a temperature of 470 to 600 ° C. for 2 to 100 seconds.
  • the alloying treatment is performed after the electrogalvanizing treatment, for example, it is preferable to perform a heat treatment for holding at a temperature of 400 to 600 ° C. for 2 to 100 seconds.
  • the obtained high-strength galvanized steel sheet may be cold-rolled at a rolling reduction of 3.00% or less for shape correction.
  • a steel plate having the chemical composition of the above-described high-strength steel plate and manufactured through the processing up to the tempering step in the same manner as the above-described high-strength steel plate manufacturing method can be used as a tempering steel plate.
  • the steel plate for tempering treatment may have a galvanized layer on the surface.
  • the galvanized layer can be formed by performing a plating treatment in the same manner as the above-described method for producing a high-strength galvanized steel sheet before the tempering step.
  • the microstructure of such a tempered steel sheet is, for example, as follows.
  • This tempered steel sheet has a volume fraction of ferrite: 85% or less, bainite: 3% or more in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centered on 1/4 thickness from the surface of the thickness. 95% or less, fresh martensite: 1% to 80%, retained austenite: 1% to 25%, and pearlite and cementite: 5% or less in total.
  • the reasons for limiting the volume fractions of tissues other than fresh martensite are the same as those of the high-strength steel sheet according to the first embodiment.
  • the reason for limiting the volume fraction of fresh martensite is the same as the volume fraction of tempered martensite in the high-strength steel sheet according to the first embodiment. This is because almost all of the fresh martensite becomes tempered martensite by the tempering process.
  • the amount of solute carbon in the retained austenite is 0.60 to 0.95% by mass. If the amount of solute carbon in the retained austenite is within this range, a high-strength steel sheet having a solute carbon amount in the retained austenite of 0.70 to 1.30% by mass is obtained through the tempering step.
  • the present invention is not limited to the above embodiment.
  • a zinc plating layer but a nickel plating layer may be formed as the plating layer.
  • a film made of a phosphorus oxide and / or a composite oxide containing phosphorus may be formed on the galvanized layer. Such a film can function as a lubricant when the steel sheet is processed, and can protect the galvanized layer.
  • a film made of a phosphorus oxide and / or a composite oxide containing phosphorus can be formed by a known method.
  • a steel plate was obtained (hot rolling process).
  • the blanks in Tables 1 and 2 indicate that the content of the element was less than the detection limit, and the balance is Fe and impurities.
  • the underline in Table 1 and Table 2 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • Tables 3 and 4 show the total rolling reduction of cold rolling. Some hot-rolled steel sheets were subjected to cold rolling after performing a softening annealing process at the treatment temperatures shown in Tables 3 and 4.
  • the underline in Table 3 and Table 4 indicates that the numerical value is out of the range necessary for manufacturing the high-strength steel sheet according to the present invention.
  • Tables 5 and 6 show the average heating rate in the range of A C1 to (A C1 +25) ° C. for annealing, the maximum heating temperature T max , and the residence time in the range from the maximum heating temperature T max to (T max ⁇ 10).
  • the average cooling rate (first cooling rate) of the first cooling to 650 ° C. after the residence in the residence time and the average cooling rate (second cooling rate) in the range of 650 ° C. to 500 ° C. of the second cooling are also shown. 5 and Table 6.
  • Tables 5 and 6 also show the A C1 point, the A C3 point, the T max -A C1 point, and the parameter Q1.
  • the underline in Table 5 and Table 6 indicates that the numerical value is out of the range necessary for manufacturing the high-strength steel sheet according to the present invention.
  • the second cooling was stopped at the second cooling stop temperature, and a bainite transformation process was performed (bainite transformation step).
  • Average processing temperature T B is calculated using the equation shown below.
  • the cooling is stopped at the second cooling stop temperature and then restarted to a temperature of 340 to 500 ° C. After heating, a bainite transformation treatment was performed.
  • the underline in Table 7 and Table 8 indicates that the numerical value is out of the range necessary for manufacturing the high-strength steel sheet according to the present invention.
  • Tables 9 and 10 show the average cooling rate (third cooling rate) and stop temperature (third cooling stop temperature) in the range of 340 ° C. to Ms point of the third cooling in the martensitic transformation step.
  • Some cold-rolled steel sheets were subjected to second cold rolling at the rolling rates shown in Table 9 and Table 10 after the martensitic transformation step (second cold rolling step).
  • Tables 9 and 10 also show the Ms point and Mf point.
  • the underline in Table 9 and Table 10 indicates that the numerical value is out of the range necessary for manufacturing the high-strength steel sheet according to the present invention.
  • tempering process was performed after the martensitic transformation process (tempering process). Tempering temperature T tem in tempering process, the processing time t tem, and an average heating rate from 200 ° C. to tempering temperature T tem shown in Table 13 and Table 14. Tables 13 and 14 also show the parameters Q3 to Q5. The underline in Table 13 and Table 14 indicates that the numerical value is out of the range necessary for manufacturing the high-strength steel sheet according to the present invention.
  • alloying treatment was performed at the stage shown in Table 15 (timing of alloying treatment).
  • Table 15 shows the alloying temperature and holding time.
  • “GI” in the “Surface” column of Table 15 means that a hot-dip galvanized layer was formed on the surface, and “GA” means that an alloyed galvanized layer was formed on the surface.
  • Example No. 2 the steel sheet was subjected to the following electrogalvanizing treatment at the stage after the tempering treatment (plating treatment timing).
  • Example No. 65 the steel sheet is subjected to the following electrogalvanizing treatment at the stage after the tempering process (plating process timing), and further, the alloying process is performed at the stage after the tempering process (alloying process timing). went.
  • Electro-galvanization includes H 2 SO 4 1.5 g / L, ZnSO 4 194 g / L, NaSO 4 45 g / L, pH 1.5 to 2.0 and liquid temperature 50 ° C. Performed in a bath, the current density was 25 A / (dm) 2 .
  • the test examples that were not canceled were “ferrite ( ⁇ )”, “bainite (B)”, and “tempered martensite (tM)” by the method described above.
  • “Residual austenite (residual ⁇ )”, “fresh martensite (fM)”, and “total of pearlite and cementite (P + C)” were examined.
  • the results are shown in Table 16 and Table 17. Underlines in Table 16 and Table 17 indicate that the values are outside the scope of the present invention.
  • the amount of solute carbon in the retained austenite was examined by the method described above. Further, for the experimental examples that did not stop the test, the above-described method was used to sinter among all grain boundaries of residual austenite grains having an aspect ratio of 2.50 or less and an equivalent circle diameter of 0.80 ⁇ m or more. The ratio of the interface with the return martensite or fresh martensite (the ratio of the interface) was examined.
  • Charpy impact characteristics are as specified in JIS Z 2242 after collecting three plates of the same size as the impact test piece specified in JIS Z 2242 in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction), and fastening with 3 bolts.
  • the Charpy absorbed energy (vE 20 ) at 20 ° C. and the Charpy absorbed energy (vE ⁇ 20 ) at ⁇ 20 ° C. were measured by the method. When the following (Formula 13) is satisfied and both vE 20 and vE ⁇ 20 are 20 J / cm 2 or more, the impact resistance is good.
  • Experimental Example No. No. 91 is an example in which formability deteriorates because the content of C is small and residual austenite was not obtained.
  • Experimental Example No. No. 92 contains C excessively, so that the fraction of retained austenite becomes excessive and the impact characteristics are deteriorated.
  • Experimental Example No. No. 93 is an example in which the content of Si, Mn and Al is small and the parameter Q0 is excessively small, so that retained austenite cannot be obtained and the characteristics deteriorate.
  • Experimental Example No. No. 94 is an example containing excessive Si. The test was stopped because the characteristics of the slab deteriorated and the slab broke in the casting process.
  • Experimental Example No. No. 95 is an example in which the retained austenite cannot be obtained and the characteristics deteriorate because pearlite is generated due to a low Mn content and insufficient hardenability.
  • Experimental Example No. No. 96 is an example containing Mn excessively, and the test was stopped because the characteristics of the slab deteriorated and the slab broke during heating in the hot rolling process.
  • Experimental Example No. No. 97 is an example containing P excessively, and because the characteristics of the slab deteriorated and the slab was broken during transportation from the casting process to the hot rolling process, the test was stopped.
  • Experimental Example No. No. 98 is an example containing excessive S. Since a large amount of coarse sulfides are generated in the steel, the formability and impact resistance of the steel sheet are greatly deteriorated.
  • Experimental Example No. No. 99 is an example containing excessive Al, and because the characteristics of the slab deteriorated and the slab broke in the casting process, the test was stopped.
  • Experimental Example No. 100 is an example containing N excessively, and since a large amount of coarse nitrides are generated in the steel, the formability and impact resistance of the steel sheet are greatly deteriorated.
  • Experimental Example No. 101 is an example containing O excessively, and a large amount of coarse oxide is generated in the steel, so that the formability and impact resistance of the steel plate are greatly deteriorated.
  • Experimental Example No. No. 84 was stopped because the heating temperature of the slab in the hot rolling process was low, the formability of the hot rolled steel sheet was remarkably impaired, and the steel sheet broke in the cold rolling process.
  • Experimental Example No. No. 75 is an example in which the average cooling rate in the range of 850 ° C. to 700 ° C. in the hot rolling process is low, the uneven distribution of the hard structure is increased, the ratio of the interface between the retained austenite and the tempered martensite is increased, and the impact characteristics are deteriorated. is there.
  • Experimental Example No. No. 57 is an example in which the cooling rate of the coil in the hot rolling process is low, the uneven distribution of the hard structure is increased, the ratio of the interface between the retained austenite and the tempered martensite is increased, and the impact characteristics are deteriorated.
  • Example No. 106 is an example in which the coil cooling rate in the hot rolling process is high, the uneven distribution of the hard structure is increased, the ratio of the interface between the retained austenite and the tempered martensite is increased, and the impact characteristics are deteriorated.
  • Experimental Example No. 106 has a high coiling temperature T C in the hot rolling process, it intensified Mn uneven distribution, increasing the proportion of surfactant which forms a tempered martensite of retained austenite, an example in which impact characteristics are deteriorated.
  • Experimental Example No. No. 42 has a low average heating rate in the range of A C1 point to (A C1 point +25) ° C. in the annealing process, the uneven distribution of hard structure increases, the ratio of the interface between residual austenite and tempered martensite increases, and the residual This is an example in which impact characteristics deteriorate due to coarsening of austenite grains.
  • Experimental Example No. No. 87 is an example in which the maximum heating temperature Tmax in the annealing process is low, and a large amount of coarse carbides remain undissolved, so that the total ratio of pearlite and cementite increases and the formability deteriorates.
  • Experimental Example No. 21 and no. 69 the parameter Q1 relating to the maximum heating temperature T max and the residence time t max in the annealing process is excessive, the uneven distribution of the hard structure increases, the ratio of the interface between the retained austenite and the tempered martensite increases, and the impact characteristics deteriorate.
  • Experimental Example No. No. 78 has a low average cooling rate (first cooling rate) in the annealing process (maximum heating temperature ⁇ 10 ° C.) to 650 ° C., a large amount of soft pearlite is generated during cooling, and the strength and formability of the steel sheet. This is an example in which the balance of the lens deteriorates.
  • Experimental example No. No. 36 is an example in which the average cooling rate (second cooling rate) in the annealing process in the range of 650 ° C. to 500 ° C. is low, a large amount of soft pearlite is generated during cooling, and the balance between strength and formability of the steel sheet deteriorates. It is.
  • Experimental Example No. No. 27 the average cooling rate from the bainite transformation step to the martensite transformation step, that is, the third cooling rate is low, a large amount of lower bainite is formed, tempered martensite is not obtained, fresh martensite is large, and formability This is an example of deterioration.
  • Experimental Example No. No. 6 is an example in which the cooling stop temperature in the martensitic transformation step is lower than the Mf point, and retained austenite cannot be obtained and the formability deteriorates.
  • Experimental example No. No. 24 is an example in which the cooling stop temperature in the martensitic transformation step exceeded the Ms point, and tempered martensite was not obtained, and a part of austenite was transformed into fresh martensite after tempering treatment. This is an example in which the balance and impact resistance of the steel deteriorate.
  • Experimental Example No. 53 is an example in which excessive cold rolling was performed between the martensite transformation step and the tempering treatment step.
  • the retained austenite formed in the martensite transformation step is transformed by rolling, and after the tempering treatment, the residual austenite is obtained. Disappears and the balance between strength and formability deteriorates.
  • Experimental Example No. No. 15 the tempering temperature T tem in the tempering process is below 200 ° C., the martensite is not tempered sufficiently, and a large amount of fresh martensite remains, so the balance between strength and formability and impact resistance properties deteriorate. It is an example.
  • Experimental Example No. No. 18 the parameter Q3 relating to the tempering temperature T tem and the processing time t tem in the tempering process is too small, the martensite is not tempered sufficiently, and a large amount of fresh martensite remains. This is an example in which the impact resistance is deteriorated.
  • Experimental Example No. No. 48 is an example in which the parameter Q4 regarding the tempering temperature T tem and the processing time t tem in the tempering process is excessive, the amount of solid solution C of the retained austenite increases excessively, and the balance between strength and formability deteriorates.
  • Experimental Example No. 33 and no. No. 66 is an example in which the parameter Q5 regarding the tempering temperature T tem and the processing time t tem in the tempering process is excessive, a large amount of pearlite is generated, and the balance between strength and formability deteriorates.
  • Experimental Example No. No. 29 is an example in which a softening treatment is performed between the hot rolling process and the cold rolling process to obtain a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance.
  • Experimental Example No. 3 is a high-strength steel sheet that is softened between the hot rolling process and the cold rolling process and cold-rolled between the martensite transformation process and the tempering process, and has excellent formability and impact resistance. Is an example where
  • the cooling stop temperature before the bainite transformation step that is, the second cooling stop temperature is set to the range below the Ms * point and above the Mf * point, the cooling is stopped at the second cooling stop temperature, and the temperature is 340 to 500 ° C.
  • bainite transformation is performed after reheating to a temperature, and a part of the microstructure is transformed into martensite before bainite transformation.
  • Experimental Example 46 No. And No. No. 52 is an example in which a high-strength steel sheet having particularly excellent impact resistance characteristics can be obtained.
  • Experimental Example No. 4 no. 9, no. 10, no. 17, no. 19, no. 30 and no. 79 is an example in which cold rolling is performed between the martensitic transformation step and the tempering step, and a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance is obtained.
  • Experimental Example No. 2 is a cold-rolled between the martensitic transformation step and the tempering step, and is subjected to electroplating after the tempering treatment, thereby obtaining a high-strength galvanized steel sheet having excellent formability and impact resistance. It is an example.
  • Experimental Example No. 25, no. 43, no. 49, no. No. 67 is an example in which a high-strength galvanized steel sheet excellent in formability and impact resistance is obtained by dipping a steel sheet in a galvanizing bath between the annealing process and the bainite transformation process.
  • Experimental Example No. 77 and No. 81 is an example in which a high-strength galvanized steel sheet excellent in formability and impact resistance is obtained by immersing the steel sheet in a galvanizing bath between the bainite transformation process and the martensite transformation treatment process.
  • Experimental Example No. 37 is an example in which a high-strength galvanized steel sheet excellent in formability and impact resistance is obtained by immersing the steel sheet in a galvanizing bath in the tempering process.
  • Experimental Example No. No. 50 is an example in which a steel plate is immersed in a galvanizing bath between the annealing step and the bainite transformation step and immediately subjected to an alloying treatment to obtain a high-strength galvanized steel plate excellent in formability and impact resistance.
  • Experimental example No. 22 and no. 83 is a film made of a composite oxide containing phosphorus oxide and phosphorus on the plating layer after tempering by immersing the steel sheet in a galvanizing bath between the annealing step and the bainite transformation step, and immediately subjecting it to an alloying treatment.
  • This is an example in which a high-strength galvanized steel sheet excellent in formability and impact resistance is obtained.
  • Experimental Example No. 60 is subjected to softening treatment between the hot rolling process and the cold rolling process, the steel sheet is immersed in a galvanizing bath between the annealing process and the bainite transformation process, and immediately after the alloying process is performed, the formability and the impact resistance This is an example of obtaining a high-strength galvanized steel sheet having excellent characteristics.
  • Experimental Example No. 34, no. 41 and no. No. 73 is an example in which a steel plate is immersed in a galvanizing bath between the bainite transformation process and the martensite transformation process, and then subjected to an alloying treatment to obtain a high-strength galvanized steel sheet having excellent formability and impact resistance. is there.
  • Experimental Example No. No. 13 is an example in which a high-strength galvanized steel sheet excellent in formability and impact resistance characteristics is obtained by immersing the steel sheet in a galvanizing bath in the tempering process and further subjecting it to an alloying treatment.
  • Experimental Example No. No. 70 has high strength excellent in formability and impact resistance properties by dipping the steel sheet in a galvanizing bath between the annealing step and the bainite transformation step, and performing alloying treatment between the bainite transformation step and the martensitic transformation treatment step. This is an example of obtaining a galvanized steel sheet.
  • the steel sheet is immersed in a galvanizing bath between the annealing step and the bainite transformation step, and the cooling stop temperature before the bainite transformation step, that is, the second cooling stop temperature is set to a range below the Ms * point and above the Mf * point.
  • alloying treatment is performed between the bainite transformation process and the martensite transformation treatment process, and a high-strength galvanized steel sheet having particularly excellent impact resistance characteristics is obtained.
  • Experimental Example No. No. 28 is a high-strength galvanized steel sheet excellent in formability and impact resistance properties by dipping the steel sheet in a galvanizing bath between the bainite transformation process and the martensite transformation treatment process and performing alloying treatment in the tempering treatment process. It is an example obtained.
  • Experimental Example No. No. 65 performs electroplating treatment on the steel plate between the martensite transformation treatment step and the tempering step, and alloying treatment in the tempering treatment step, thereby obtaining a high-strength galvanized steel plate having excellent formability and impact resistance. This is an example.
  • the present invention can be used, for example, in industries related to high-strength steel plates such as automobile steel plates and high-strength galvanized steel plates.

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Abstract

高強度鋼板は、特定の化学組成を有し、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で、フェライト：８５％以下、ベイナイト：３％以上９５％以下、焼戻マルテンサイト：１％以上８０％以下、残留オーステナイト：１％以上２５％以下、パーライトおよび粗大セメンタイト：合計で５％以下、かつフレッシュマルテンサイト：５％以下、で表されるミクロ組織を有し、残留オーステナイト中の固溶炭素量が０．７０～１．３０質量％であり、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうちで、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合が７５％以下である。

Description

高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
　本発明は、高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板に関する。
　近年、自動車などに用いられる高強度鋼板において、耐衝撃特性をさらに向上させる要求が高まってきている。また、自動車などに用いられる高強度鋼板においては、複雑な部材形状を得るために、延性、穴広げ性といった成形性も必要とされている。
　例えば、延性および伸びフランジ性の向上を目的とした高強度冷延鋼板が特許文献１に記載され、靱性及びＨＡＺ靱性の向上を目的とした高強度鋼板が特許文献２に記載され、形状凍結性および加工性の向上を目的とした高強度鋼板が特許文献３に記載されている。また、延性を確保しながら焼付硬化性の向上を目的とした高強度溶融亜鉛めっき鋼板が特許文献４に記載され、延性を確保しながら機械切断特性の向上を目的とした高強度溶融亜鉛めっき鋼板が特許文献５に記載され、加工性の向上を目的とした高強度溶融亜鉛めっき鋼板が特許文献６に記載されている。
　しかしながら、従来の高強度鋼板では、近時に要求される優れた成形性および耐衝撃特性を両立することができない。
特許第５４６３６８５号公報 特開２０１４－９３８７号公報 国際公開第２０１３／０１８７４１号 国際公開第２０１３／０４７８２１号 国際公開第２０１３／０４７７３９号 特開２００９－２０９４５１号公報
　本発明は、優れた成形性および耐衝撃特性が得られる高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、化学組成及びミクロ組織の体積分率の適正化だけでなく、破壊の起点となる粗大な残留オーステナイトをなるべく焼戻マルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトに隣接しないよう配置することが重要であることが明らかになった。また、このような残留オーステナイト、焼戻マルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの配置の制御には、製造過程でのＭｎの偏在化の抑制が極めて重要であることも明らかになった。
　一般に、高強度鋼板のミクロ組織の体積分率の制御のために、冷間圧延後の焼鈍の最高加熱温度近傍での滞留中に母相をオーステナイト粒から構成し、その後の冷却条件等を調整している。Ｍｎが偏在した領域では、滞留中にオーステナイト粒が粗大化し、冷却中に粗大な残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトが互いに隣接しながら混在した組織が得られる。焼鈍後の焼戻においてフレッシュマルテンサイトのほぼ全体が焼戻マルテンサイトとなるが、焼戻では組織の配置は変化しないため、焼戻後のミクロ組織では、粗大な残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトが互いに隣接しながら混在する。例えば、粗大な残留オーステナイトは焼戻マルテンサイトに囲まれるように存在する。このようなミクロ組織を有する高強度鋼板では、粗大な残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとの界面を起点として破壊が生じやすい。
　従来、化学組成及びミクロ組織の体積分率の適正化のために焼鈍の条件および焼戻の条件について提案されているが、Ｍｎの偏在化は、比較的高温での相変態に伴って進むため、これらの条件の調整だけではＭｎの偏在化を制御できない。本願発明者らは、Ｍｎの偏在化を抑制すべく鋭意検討を行った結果、熱間圧延の冷却過程および焼鈍の加熱過程においてＭｎの偏在を抑制することができ、Ｍｎの偏在を抑制することで最高加熱温度近傍での滞留中に母相を微細かつ均質に分散したオーステナイト粒から構成することができることを見出した。母相を微細かつ均質に分散したオーステナイト粒から構成することで、冷却に伴う相変態後において、ベイナイト及びフェライト等により残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとが互いから分離され、残留オーステナイトは焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと隣接しにくくなる。焼戻マルテンサイトに囲まれる残留オーステナイトが存在しても、残留オーステナイトが微細であるため、破壊の起点とはなりにくい。本発明者らは、このような知見に基づいて、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ：０．０７５～０．４００％、
　Ｓｉ：０．０１～２．５０％、
　Ｍｎ：０．５０～３．５０％、
　Ｐ：０．１０００％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ａｌ：２．０００％以下、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下、
　Ｔｉ：０．０００～０．２００％、
　Ｎｂ：０．０００～０．１００％、
　Ｖ：０．０００～０．５００％、
　Ｃｒ：０．００～２．００％、
　Ｎｉ：０．００～２．００％、
　Ｃｕ：０．００～２．００％、
　Ｍｏ：０．００～１．００％、
　Ｂ：０．００００～０．０１００％、
　Ｗ：０．００～２．００％、
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上：合計で０．００００～０．０１００％、
　残部：Ｆｅおよび不純物、かつ
　（式１）であらわされるパラメータＱ０：０．３５以上、
　で表される化学組成を有し、
　板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で、
　　フェライト：８５％以下、
　　ベイナイト：３％以上９５％以下、
　　焼戻マルテンサイト：１％以上８０％以下、
　　残留オーステナイト：１％以上２５％以下、
　　パーライトおよび粗大セメンタイト：合計で５％以下、かつ
　　フレッシュマルテンサイト：５％以下、
　で表されるミクロ組織を有し、
　残留オーステナイト中の固溶炭素量が０．７０～１．３０質量％であり、
　アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうちで、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合が７５％以下であることを特徴とする高強度鋼板。
　Ｑ０＝Ｓｉ＋０．１Ｍｎ＋０．６Ａｌ・・・（式１）
（（式１）中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌは質量％での各元素の含有量とする。）
　（２）
　質量％で、
　Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、および
　Ｖ：０．００１～０．５００％、
　からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の高強度鋼板。
　（３）
　質量％で、
　Ｃｒ：０．０１～２．００％、
　Ｎｉ：０．０１～２．００％、
　Ｃｕ：０．０１～２．００％、
　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、および
　Ｗ：０．０１～２．００％、
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高強度鋼板。
　（４）
　質量％で、
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上を合計で０．０００１～０．０１００％含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の高強度鋼板。
　（５）
　アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の密度が５．０×１０１０個／ｍ２以下であることを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の高強度鋼板。
　（６）
　（１）～（５）のいずれかに記載の高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板。
　（７）
　前記亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が３．０質量％以下であることを特徴とする（６）に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
　（８）
　前記亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７．０質量％以上１３．０質量％以下であることを特徴とする（６）に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
　本発明によれば、残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトとの関係等が適切であるため、優れた成形性および耐衝撃特性を得ることができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　（第１の実施形態）
　先ず、本発明の第１の実施形態に係る高強度鋼板の化学組成について説明する。詳細は後述するが、第１の実施形態に係る高強度鋼板は、熱延工程、酸洗工程、冷延工程、焼鈍工程、ベイナイト変態工程、マルテンサイト変態工程および焼戻工程を経て製造される。従って、高強度鋼板の化学組成は、高強度鋼板の特性のみならず、これらの処理に適したものである。以下の説明において、高強度鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る高強度鋼板は、Ｃ：０．０７５～０．４００％、Ｓｉ：０．０１～２．５０％、Ｍｎ：０．５０～３．５０％、Ｐ：０．１０００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：２．０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０００～０．２００％、Ｎｂ：０．０００～０．１００％、Ｖ：０．０００～０．５００％、Ｃｒ：０．００～２．００％、Ｎｉ：０．００～２．００％、Ｃｕ：０．００～２．００％、Ｍｏ：０．００～１．００％、Ｂ：０．００００～０．０１００％、Ｗ：０．００～２．００％、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及び希土類金属（rear earth metal：ＲＥＭ）からなる群から選択された１種または２種以上：合計で０．００００～０．０１００％、残部：Ｆｅおよび不純物、かつ（式１）であらわされるパラメータＱ０：０．３５以上、で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　Ｑ０＝Ｓｉ＋０．１Ｍｎ＋０．６Ａｌ・・・（式１）
（（式１）中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌは質量％での各元素の含有量である。）
　（Ｃ：０．０７５～０．４００％）
　Ｃは、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイトを得ることにより、強度と成形性を高める。Ｃ含有量が０．０７５％未満では、残留オーステナイトが得られず、十分な強度および成形性を確保することが困難である。従って、Ｃ含有量は０．０７５％以上である。より優れた強度および成形性を得るために、Ｃ含有量は好ましくは０．０９０％以上であり、より好ましくは０．１００％以上である。一方、Ｃ含有量が０．４００％超では、スポット溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量は０．４００％以下である。良好なスポット溶接性を得るために、Ｃ含有量は好ましくは０．３２０％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下である。
　（Ｓｉ：０．０１～２．５０％）
　Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制することで残留オーステナイトを安定化し、強度と成形性を高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、ベイナイト変態工程において、粗大な鉄系炭化物が多量に生成され、強度および成形性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上である。より優れた強度および成形性を得るために、Ｓｉ含有量は好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｓｉは、鋼を脆化させたり、鋼板の耐衝撃特性を低下させたりする。Ｓｉ含有量が２．５０％超では、脆化が顕著であり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。従って、Ｓｉ含有量は２．５０％以下である。良好な耐衝撃特性を得るために、Ｓｉ含有量は好ましくは２．２５％以下であり、より好ましくは２．００％以下である。
　（Ｍｎ：０．５０～３．５０％）
　Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めて強度を高める。Ｍｎ含有量が０．５０％未満では、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、十分に高い引張最大強度を確保することが難しい。従って、Ｍｎ含有量は０．５０％以上である。より高い強度を得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは０．８０％以上であり、より好ましくは１．００％以上である。一方、Ｍｎは、鋼を脆化させたり、スポット溶接性を劣化させたりする。Ｍｎ含有量が３．５０％超では、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じて、脆化が起こりやすく、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。従って、Ｍｎ含有量は３．５０％以下である。良好なスポット溶接性を得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは３．２０％以下であり、より好ましくは３．００％以下である。
　（Ｐ：０．１０００％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは、鋼を脆化させたり、スポット溶接によって生じる溶融部を脆化させたりするため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。Ｐ含有量が０．１０００％超で、脆化が顕著であり、スラブの割れなどのトラブルが起こりやすい。従って、Ｐ含有量は０．１０００％以下である。溶融部の脆化を抑制して優れた溶接継手強度を得るために、Ｐ含有量は好ましくは０．０４００％以下であり、より好ましくは０．０２００％以下である。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上であってもよく、コストの観点から好ましくは０．００１０％以上である。
　（Ｓ：０．０１００％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性および曲げ性といった成形性を低下させたり、スポット溶接性を劣化させたりするため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。Ｓ含有量が０．０１００％超で、成形性の低下が顕著である。従って、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。良好なスポット溶接性を得るために、Ｓ含有量は好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよく、コストの観点から好ましくは０．０００３％以上であり、より好ましくは０．０００６％以上である。
　（Ａｌ：２．０００％以下）
　Ａｌは、鋼を脆化させたり、スポット溶接性を劣化させたりするため、Ａｌ含有量は低ければ低いほどよい。Ａｌ含有量が２．０００％超で、脆化が顕著であり、スラブの割れなどのトラブルが起こりやすい。従って、Ａｌ含有量は２．０００％以下である。良好なスポット溶接性を得るために、Ａｌ含有量は好ましくは１．５００％以下であり、より好ましくは１．３００％以下である。Ａｌ含有量の低減にはコストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ａｌ含有量は０．００１％以上であってもよい。Ａｌは脱酸材として有効であり、脱酸の効果を十分に得るためには、Ａｌ含有量は好ましくは０．０１０％以上である。Ａｌは粗大な炭化物の生成を抑制するため、残留オーステナイトの安定化を目的として含まれていてもよい。残留オーステナイトの安定化のためには、Ａｌ含有量は好ましくは０．１００％以上であり、より好ましくは０．２５０％以上である。
　（Ｎ：０．０１００％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性および曲げ性といった成形性を低下させたり、溶接時にブローホールを発生させたりするため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。Ｎ含有量が０．０１００％超で、成形性の劣化が顕著である。従って、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。ブローホールをより確実に抑制するために、Ｎ含有量は好ましくは０．００７５％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上であってもよく、コストの観点から好ましくは０．０００３％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。
　（Ｏ：０．０１００％以下）
　Ｏは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｏは、酸化物を形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性および曲げ性といった成形性を劣化させるため、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。Ｏ含有量が０．０１００％超で、成形性の劣化が顕著である。従って、Ｏ含有量は０．０１００％以下であり、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。Ｏ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｏ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
　（パラメータＱ０：０．３５以上）
　詳細は後述するが、マルテンサイト変態工程の後の焼戻工程において、加熱処理中に残留オーステナイトがベイナイト、パーライトまたは粗大なセメンタイトに分解する懸念がある。Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌは残留オーステナイトの分解を抑制し、成形性を高めるために特に重要な元素であり、（式１）であらわされるパラメータＱ０が０．３５未満であると、上記の効果が得られない。従って、パラメータＱ０は０．３５以上とし、好ましくは０．６０以上とし、より好ましくは０．８０以上とする。
　Ｑ０＝Ｓｉ＋０．１Ｍｎ＋０．６Ａｌ・・・（式１）
（（式１）中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌは質量％での各元素の含有量である。）
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｗ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭは、必須元素ではなく、高強度鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｔｉ：０．０００～０．２００％）
　Ｔｉは、析出強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度の上昇に寄与する。Ｔｉが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｔｉ含有量が０．２００％超では、Ｔｉ炭窒化物が過剰に析出して成形性が劣化することがある。このため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下である。成形性の観点から、Ｔｉ含有量は好ましくは０．１２０％以下である。
　（Ｎｂ：０．０００～０．１００％）
　Ｎｂは、析出強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度の上昇に寄与する。Ｎｂが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｎｂ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が０．１００％超では、Ｎｂ炭窒化物が過剰に析出して成形性が劣化することがある。このため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下である。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は好ましくは０．０６０％以下である。
　（Ｖ：０．０００～０．５００％）
　Ｖは、析出強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度の上昇に寄与する。Ｖが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｖ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．５００％超では、Ｖ炭窒化物が過剰に析出して成形性が劣化することがある。このため、Ｖ含有量は０．５００％以下であり、より好ましくは０．３５０％以下である。
　（Ｃｒ：０．００～２．００％）
　Ｃｒは、焼入れ性を高め、高強度化に有効である。Ｃｒが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が２．００％超では、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することがある。このため、Ｃｒ含有量は２．００％以下であり、好ましくは１．２０％以下である。
　（Ｎｉ：０．００～２．００％）
　Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効である。Ｎｉが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｎｉ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が２．００％超では、溶接性が損なわれることがある。このため、Ｎｉ含有量は２．００％以下であり、好ましくは１．２０％以下である。
　（Ｃｕ：０．００～２．００％）
　Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより強度を高める。Ｃｕが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が２．００％超では、溶接性が損なわれることがある。このため、Ｃｕ含有量は２．００％以下であり、好ましくは１．２０％以下である。
　（Ｍｏ：０．００～１．００％）
　Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効である。Ｍｏが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％超では、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することがある。このため、Ｍｏ含有量は１．００％以下であり、好ましくは０．５０％以下である。
　（Ｂ：０．００００～０．０１００％）
　Ｂは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効である。Ｂが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００１％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％超では、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することがある。このため、Ｂ含有量は０．０１００％以下であり、より好ましくはＢ含有量は０．００５０％以下である。
　（Ｗ：０．００～２．００％）
　Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効である。Ｗが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｗ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｗ含有量が２．００％超では、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することがある。このため、Ｗ含有量は２．００％以下であり、好ましくは１．２０％以下である。
　（Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上：合計で０．００００～０．０１００％）
　ＲＥＭは、ランタノイド系列に属する元素をさす。例えば、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加され、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。ＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素が含まれていても、本発明の効果は発揮される。金属ＬａやＣｅが含まれていても本発明の効果は発揮される。
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭは、成形性の改善に有効である。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、これらの効果を十分に得るために、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの総含有量は好ましくは０．０００１％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの総含有量が０．０１００％超では、延性を損なうおそれがある。このため、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの総含有量は０．０１００％以下であり、好ましくは０．００７０％以下である。
　不純物として、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、ＡｕおよびＰｂが合計で０．０１００％以下含有されていることは許容される。
　次に、第１の実施形態に係る高強度鋼板のミクロ組織について説明する。本実施形態に係る高強度鋼板は、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で、フェライト：８５％以下、ベイナイト：３％以上９５％以下、焼戻マルテンサイト：１％以上８０％以下、残留オーステナイト：１％以上２５％以下、パーライトおよび粗大セメンタイト：合計で５％以下、かつフレッシュマルテンサイト：５％以下、で表されるミクロ組織を有する。
　（フェライト：８５％以下）
　フェライトは優れた延性を有する。しかし、フェライトの強度は低いため、フェライトの体積分率が８５％超では、十分な引張最大強度を得られない。このため、フェライトの体積分率は８５％以下である。より高い引張最大強度を得るために、フェライトの体積分率は好ましくは７５％以下であり、より好ましくは６５％以下である。フェライトが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、良好な延性を得るために、フェライトの体積分率は好ましくは５％以上であり、より好ましくは１０％以上である。
　（ベイナイト：３％以上９５％以下）
　ベイナイトは、強度と成形性とのバランスに優れた組織である。ベイナイトの体積分率が３％未満では、良好な強度と成形性とのバランスが得られない。従って、ベイナイトの体積分率は３％以上である。ベイナイトの生成に伴って残留オーステナイトの体積分率が高まるため、ベイナイトの体積分率は好ましくは７％以上であり、より好ましくは１０％以上である。一方、ベイナイトの体積分率が９５％超では、焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方を確保することが困難となり、良好な強度と成形性とのバランスが得られない。このため、ベイナイトの体積分率は９５％以下であり、より優れた強度と成形性のバランスを得るために、ベイナイトの体積分率は好ましくは８５％以下であり、より好ましくは７５％以下である。
　なお、本発明におけるベイナイトには、ラス状の体心立方格子（body-centered cubic：ｂｃｃ）結晶からなり鉄系炭化物を含まないベイニティックフェライト、微細なｂｃｃ結晶および粗大な鉄系炭化物からなるグラニュラーベイナイト、ラス状のｂｃｃ結晶および粗大な鉄系炭化物からなる上部ベイナイト、並びに板状のｂｃｃ結晶およびその内部に平行に並んだ微細な鉄系炭化物からなる下部ベイナイトが含まれる。
　（焼戻マルテンサイト：１％以上８０％以下）
　焼戻マルテンサイトは、耐衝撃特性を損なうことなく、鋼板の引張強度を大きく向上させる。焼戻マルテンサイトの体積分率が１％未満では、十分な引張強度が得られない。従って、焼戻マルテンサイトの体積分率は１％以上である。より高い引張強度を得るために、焼戻マルテンサイトの体積分率は好ましくは５％以上であり、より好ましくは１０％以上である。一方、焼戻マルテンサイトの体積分率が８０％超では、焼戻マルテンサイトと残留オーステナイトとのなす界面が過度に増加し、耐衝撃特性が劣化する。従って、焼戻マルテンサイトの体積分率は８０％以下である。より優れた耐衝撃特性を得るために、焼戻マルテンサイトの体積分率は好ましくは７３％以下であり、より好ましくは６５％以下である。
　（残留オーステナイト：１％以上２５％以下）
　残留オーステナイトは強度と延性とのバランスを高める。残留オーステナイトの体積分率が１％未満では、良好な強度と延性とのバランスが得られない。従って、残留オーステナイトの体積分率は１％以上である。良好な成形性を得るために、残留オーステナイトの体積分率は好ましくは２．５％以上であり、より好ましくは４％以上である。一方、残留オーステナイトの体積分率を２５％超とするには、溶接性が著しく損なわれる程度のＣが必要である。このため、残留オーステナイトの体積分率は２５％以下である。残留オーステナイトは、衝撃を受けることで硬質なマルテンサイトに変態し、破壊の起点として働く。残留オーステナイトの体積分率が２１％超で、マルテンサイト変態が生じやすい。従って、残留オーステナイトの体積分率は好ましくは２１％以下であり、より好ましくは１７％以下である。
　残留オーステナイト中の固溶炭素量が高いほど、残留オーステナイトの安定性が高く、優れた耐衝撃特性が得られる。残留オーステナイト中の固溶炭素量が０．７０質量％未満では、この項が十分に得られない。従って、残留オーステナイト中の固溶炭素量は０．７０％質量％以上である。残留オーステナイト中の固溶炭素量は、好ましくは０．７７質量％以上であり、より好ましくは０．８４質量％以上である。一方、残留オーステナイト中の固溶炭素量が過度に高まると、引張変形に伴う残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態が十分に進まず、加工硬化能が却って低下する場合がある。残留オーステナイト中の固溶炭素量が１．３０質量％超では、十分な加工硬化能が得られない。従って、残留オーステナイト中の固溶炭素量は１．３０質量％以下であり、好ましくは１．２０質量％以下であり、より好ましくは１．１０質量％以下である。
　アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒は、衝撃を受けることで硬質なマルテンサイトに変態し、破壊の起点として働きやすい。特に、上記に該当する残留オーステナイト粒と、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとのなす界面の近傍では、硬質な焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトによって残留オーステナイトが拘束され、変形に伴い残留オーステナイト側に高い歪が生じ、残留オーステナイトが容易にマルテンサイトへと変態する。このため、残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとのなす界面が剥離し、破壊を生じやすい。
　そして、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうち、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合、すなわち焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する部分の割合、が７５％超であると、界面の破壊に伴う破壊が顕著である。従って、本実施形態では、この割合は７５％以下である。本実施形態では、この割合が７５％以下であるため、上記残留オーステナイト粒を起点とする破壊を抑制し、耐衝撃特性を高めることができる。より優れた耐衝撃特性を得るために、この割合は、好ましくは６０％以下であり、より好ましくは４０％以下である。
　破壊の起点となる粗大な残留オーステナイト粒を低減することにより、耐衝撃特性は更に改善する。この観点から、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の密度は、好ましくは５．０×１０１０個／ｍ２以下であり、より好ましくは３．０×１０１０個／ｍ２以下である。
　（フレッシュマルテンサイト：５％以下）
　フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって耐衝撃特性を劣化させる。フレッシュマルテンサイトの体積分率が５％超で耐衝撃特性の劣化が顕著である。このため、フレッシュマルテンサイトの体積分率は５％以下である。優れた耐衝撃特性を得るために、フレッシュマルテンサイトの体積分率は好ましくは１％以下であり、より好ましくは０％である。
　（パーライトおよび粗大セメンタイト：合計で５％以下）
　パーライトおよび粗大なセメンタイトは、延性を劣化する。パーライトおよび粗大なセメンタイトの体積分率が合計で５％超では延性の劣化が顕著である。このため、パーライトおよび粗大セメンタイトの体積分率は合計で５％以下である。ここで、本実施形態において、粗大なセメンタイトとは、円相当径が１．０μｍ以上のセメンタイトを意味する。電子顕微鏡観察により、セメンタイトの円相当径は容易に測定することができ、当該セメンタイトが粗大であるか否かを容易に判別できる。
　フェライト、ベイナイト、焼戻マルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライトおよび粗大セメンタイトの体積分率は、以下に示す方法を用いて測定できる。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨してナイタールエッチングし、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、それをもって体積分率と見なすことができる。
　残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法により評価する。板厚の表面から１／８厚～３／８厚の範囲において、板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってｆｃｃ鉄の面積分率を測定し、それをもって残留オーステナイトの体積分率と見なすことができる。
　残留オーステナイト中の固溶炭素量（Ｃγ［質量％］）は、残留オーステナイトの体積分率の測定と同じ条件でＸ線回折試験を行い、残留オーステナイトの平均格子定数ａ［ｎｍ］を求め、下記式を用いて求めることができる。
　Ｃγ＝２．２６４×１０２×（ａ－０．３５５６）
　残留オーステナイト粒のアスペクト比、円相当径および界面は、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、透過ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）による高分解能結晶方位解析を行い、評価する。板厚の１／８厚～３／８厚の範囲において、板面に平行な薄片を切り出し、薄片に機械研磨および電解研磨を施し、薄片に生じた穴の周辺を観察することで、微細な残留オーステナイト粒を精度良く観察できる。なお、透過ＥＢＳＤ法により得られたデータの解析には、ＴＳＬ社製の「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｙｓ　６．０」を用いることができる。透過ＥＢＳＤ法による観察は、上記薄片の中で、２．０×１０－１０ｍ２以上の大きさの領域を５つ以上設定して行う。観察結果から、ｆｃｃ鉄と判断される領域を残留オーステナイトとする。
　残留オーステナイト粒のアスペクト比および円相当径を得る方法について述べる。まず、測定した結晶方位から、ｆｃｃ鉄のみを抜き出し、結晶方位マップを描く。１０°以上の結晶方位差を生じる境界を結晶粒界とみなす。アスペクト比は、粒の長軸長さを短軸長さで除した値とする。円相当径は、それぞれの粒に含まれる測定点の数から面積を求め、面積に４／πをかけてから平方根を求めることで得られる。
　残留オーステナイト粒の粒界に占める焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の割合を求める方法について述べる。まず、ｂｃｃ鉄から得られたデータに対し、４°以上の結晶方位差を生じる境界を結晶粒界とし、各結晶粒における結晶格子のひずみを表す指標である「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｆｉｔ」を算出する。
　Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｆｉｔが高い粒は、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトである。ＦＥ－ＳＥＭを用いた観察によって得られた焼戻マルテンサイトの面積分率ＳｔＭ［％］およびフレッシュマルテンサイトの面積分率ＳｆＭ［％］の和ＳｔＭ＋ＳｆＭ［％］に対して、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｆｉｔを横軸とし、縦軸を各結晶粒の面積とするヒストグラムを作成する。そして、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｆｉｔの高い側からＳｔＭ＋ＳｆＭ［％］に相当する部分を焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとみなす。
　残留オーステナイトの結晶方位マップ上に、４°の結晶方位差を生じる境界を結晶粒界として描き、更に、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとみなされる領域を同じマップ上に表示することにより、残留オーステナイト、焼戻マルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの配置が分かる。そして、この配置から、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうちで、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合を求めることができる。
　本実施形態の高強度鋼板の板厚は限定されないが、好ましくは０．４ｍｍ以上５．０ｍｍ以下である。板厚が０．４ｍｍ未満であると、鋼板の形状を平坦に保つことが困難になることがある。板厚が５．０ｍｍ超では、製造過程での加熱条件および冷却条件を制御することが困難となり、所定のミクロ組織が得られないことがある。
　（第２の実施形態）
　先ず、本発明の第２の実施形態に係る高強度亜鉛めっき鋼板について説明する。本実施形態に係る高強度亜鉛めっき鋼板は、第１の実施形態に係る高強度鋼板と、その表面に形成された亜鉛めっき層とを有する。亜鉛めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層である。亜鉛めっき層が電気亜鉛めっき層であってもよい。
　溶融亜鉛めっき層が用いられる場合、高強度鋼板の表面と溶融亜鉛めっき層との密着性を高めるために、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は好ましくは３．０質量％以下である。また、溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が高いほど、高強度鋼板の表面と溶融亜鉛めっき層との密着性が劣化しやすく、Ａｌ含有量が０．５質量％超で密着性の劣化が顕著である。従って、溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量は好ましくは０．５質量％以下である。
　合金化亜鉛めっき層が用いられる場合、高強度鋼板の表面と合金化亜鉛めっき層との密着性を高めるために、合金化亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は好ましくは７．０質量％以上、１３．０質量％以下である。
　亜鉛めっき層が、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ及びＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上を含有していてもよい。各元素の含有量によっては、亜鉛めっき層の耐食性や加工性が改善される等、好ましい場合もある。
　亜鉛めっき層中のＦｅ含有量およびＡｌ含有量は、以下に示す方法によって測定することができる。まず、インヒビタを添加した濃度が３～１０％の室温の塩酸に、所定寸法のめっき鋼板を浸漬してめっき層を溶解させる。次に、めっき層を溶解させた液を希釈し、希釈した溶液中のＺｎ，Ａｌ，Ｆｅ濃度を誘導結合プラズマ（inductively coupled plasma：ＩＣＰ）法により分析し、めっき層中のＺｎ、ＡｌおよびＦｅの質量比を求める。その後、めっき層中のＺｎ、ＡｌおよびＦｅの質量比からめっき層中のＦｅ含有量およびＡｌ含有量を算出する。インヒビタとしては、例えばＪＩＳ　Ｋ　８８４７に規定するヘキサメチレンテトラミンを用いればよい。
　次に、第１の実施形態に係る高強度鋼板を製造する方法について説明する。この製造方法は、熱延工程、酸洗工程、冷延工程、焼鈍工程、ベイナイト変態工程、マルテンサイト変態工程および焼戻工程を含み、軟質化焼鈍工程を含んでもよい。この製造方法は、好ましくは、板厚が０．４ｍｍ以上、５．０ｍｍ以下の高強度鋼板の製造に適用される。板厚が０．４ｍｍ未満であると、鋼板の形状を平坦に保つことが困難になることがある。板厚が５．０ｍｍ超では、製造過程での加熱条件および冷却条件を制御することが困難となり、所定のミクロ組織が得られないことがある。
　第１の実施形態の高強度鋼板を製造するには、まず、上述した化学組成を有するスラブを鋳造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。鋳造後のスラブは、一旦常温まで冷却しても構わないが、高温のまま直接熱間圧延に供することが、加熱に必要なエネルギーを削減できるため、より好ましい。
　（熱延工程）
　熱延工程において、スラブの加熱温度が１０８０℃未満では、鋳造に起因する粗大な介在物が溶け残り、熱間圧延以降で鋼板が破断する可能性がある。このため、スラブの加熱温度は１０８０℃以上とし、好ましくは１１５０℃以上とする。スラブの加熱温度の上限は特に定めないが、１３００℃を超えて加熱するには多量のエネルギーが必要とされるため、好ましくは１３００℃以下とする。
　熱間圧延の完了温度が８５０℃未満では、圧延反力が高まり、所望の板厚を安定して得ることが困難となる。このため、熱間圧延の完了温度は８５０℃以上とする。圧延反力の観点から、熱間圧延の完了温度は好ましくは８７０℃以上とする。一方、熱間圧延の完了温度を１０２０℃超とするには、スラブの加熱終了から熱間圧延の完了までの間に鋼板を加熱する装置が必要となり、高いコストが必要となる。このため、熱間圧延の完了温度は１０２０℃以下とする。また、熱間圧延の完了温度が過度に高いと、その後の冷却過程において鋼板の形状が崩れ、冷却完了後に形状矯正加工が必要となる場合があり、コストの面で好ましくない。このため、熱間圧延の完了温度は好ましくは１０００℃以下とし、より好ましくは９８０℃以下とする。
　熱間圧延の完了から巻取りまでの間で、８５０℃から７００℃までの範囲における平均冷却速度が８．０℃／秒未満であると、粗大なフェライトが生成し、Ｍｎ偏析が強まり、硬質組織が偏在したミクロ組織となる。その結果、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する可能性が過度に高まってしまう。このため、この方法では、８５０℃から７００℃までの範囲における平均冷却速度を８．０℃／秒以上とする。高強度鋼板における残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトとの隣接を避け、鋼板の耐衝撃特性を高めるために、８５０℃から７００℃までの範囲における平均冷却速度は好ましくは１２．０℃／秒以上とし、より好ましくは１６．０℃／秒以上とする。８５０℃から７００℃までの範囲における平均冷却速度の上限を限定せずとも、第１の実施形態に係る高強度鋼板を製造することができる。
　熱延鋼板をコイルとして巻き取る温度（巻取温度）ＴＣが７００℃超では、巻取り後に室温まで徐冷する間に高温で相変態が進行し、粗大なフェライトが生成し、Ｍｎ偏析が強まり、硬質組織が偏在したミクロ組織となる。その結果、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する可能性が過度に高まってしまう。このため、本製造方法では、巻取温度ＴＣを７００℃以下とする。高強度鋼板における残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトとの隣接を避け、鋼板の耐衝撃特性を高めるために、巻取温度ＴＣは好ましくは６６０℃以下とする。一方、巻取温度ＴＣを４００℃未満とすると、熱延鋼板の強度が過度に高まり、酸洗工程および冷延工程において鋼板が破断する懸念が生じる。このため、巻取温度ＴＣは４００℃以上とする。鋼板を精度良く冷却するために、巻取温度ＴＣを好ましくは５００℃以上とする。
　巻取り後、室温に至るまでの冷却速度を速くすると、巻き取り後の相変態がより低温で進行するため、硬質組織が適度に分散したミクロ組織となり、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する可能性が低減する。このため、巻取温度ＴＣから３５０℃までの平均冷却速度は５．０×１０－３℃／秒以上とする。一方、コイルとして巻き取った鋼板を過度に速く冷却すると、コイル内に大きな温度偏差が生じ、温度偏差に伴って相変態挙動にも偏りが生じるため、硬質組織が部分的に集合したミクロ組織となり、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイト又はフレッシュマルテンサイトと接する可能性が却って増大する。これを避けるため、巻取温度ＴＣからから３５０℃までの平均冷却速度は１．０×１０－２℃／秒以下とし、好ましくは９．０×１０－３℃／秒以下とする。
　（酸洗工程）
　熱延工程後の酸洗工程では、熱延工程で得られた熱延鋼板の酸洗を行う。酸洗では、熱延鋼板の表面に存在する酸化物を除去する。酸洗は、熱延鋼板の化成処理性およびめっき性の向上に重要である。熱延鋼板の酸洗は、一回のみ行ってもよいし、複数回行ってもよい。
　（冷延工程）
　酸洗工程後の冷延工程では、熱延鋼板の冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。冷間圧延における合計の圧下率が８５％超では、鋼板の延性が著しく低下し、冷間圧延中に鋼板が破断するおそれが高まる。このため、冷間圧延では圧下率の合計を８５％以下とし、好ましくは７５％以下とし、より好ましくは７０％以下とする。冷延工程における合計の圧下率の下限は特に定めず、冷間圧延を施さなくてもかまわない。しかし、冷間圧延における圧下率の合計が０．０５％未満であると、鋼板の形状が不均質となり、めっきが均一に付着せず、外観が損なわれることがある。このため、冷間圧延における合計の圧下率は好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．１０％以上とする。なお、冷間圧延は複数のパスで行うことが好ましいが、冷間圧延のパス数や各パスへの圧下率の配分は問わない。
　冷間圧延における合計の圧下率が１０％超、２０％未満であると、冷延工程後の焼鈍工程において再結晶が十分に進まず、多量の転位を含んで展性を失った粗大な結晶粒が表層近くに残り、曲げ性および耐疲労特性が劣化する場合がある。これを避けるには、合計の圧下率を小さくし、結晶粒への転位の蓄積を軽微にして結晶粒の展性を残すことが有効である。結晶粒への転位の蓄積を軽微にする観点から、冷延工程における合計の圧下率は好ましくは１０％以下とし、より好ましくは５．０％以下とする。また、良好な曲げ性および耐疲労特性を得るには、冷延工程における合計の圧下率を大きくし、焼鈍工程において再結晶を十分に進行させ、加工組織を内部に転位の蓄積が少ない再結晶粒にすることが有効である。焼鈍工程における再結晶を十分に進めるには、合計の圧下率は好ましくは２０％以上とし、より好ましくは３０％以上とする。
　（軟質化焼鈍工程）
　本製造方法が熱延工程と冷延工程との間に軟質化焼鈍工程を含んでもよい。軟質化焼鈍工程では、鋼板の軟質化を目的とした軟質化焼鈍を行う。軟質化焼鈍を行うことで、冷間圧延における圧延反力を低減し、鋼板の形状を改善できる。しかしながら、軟質化焼鈍工程での焼鈍処理温度が６８０℃超では、セメンタイトの粒径が粗大化し、焼鈍工程におけるオーステナイト粒の核生成頻度が低下し、一部のオーステナイト粒が過度に成長するため、粗大なオーステナイト粒の密度が高まり、衝撃特性が劣化する。このため、焼鈍処理温度は好ましくは６８０℃以下とする。焼鈍処理温度の下限は特に定めないが、３００℃未満では十分な軟質化効果が得られない。このため、焼鈍処理温度は好ましくは３００℃以上とする。
　軟質化焼鈍工程は、酸洗工程の前又は後のいずれでもよい。軟質化焼鈍工程の前および後の両方で酸洗を行ってもよい。
　（焼鈍工程）
　冷延工程後の焼鈍工程では、冷延鋼板の焼鈍を行う。焼鈍工程では、冷延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ１点～（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度を０．５℃／秒以上として最高加熱温度Ｔｍａｘまで加熱する。ＡＣ１点～（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度が０．５℃／秒未満では、ＡＣ１点の直上で生成したオーステナイト粒が過度に成長し、硬質組織が偏在したミクロ組織となる。その結果、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する可能性が過度に高まってしまう。高強度鋼板における残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトとの隣接を避け、鋼板の耐衝撃特性を高めるために、ＡＣ１点～（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度は好ましくは０．８℃／秒以上とする。ＡＣ１点～（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度の上限は特に設定しないが、加熱速度が過度に高まると、鋼中のセメンタイトが溶け残り、特性が劣化する懸念がある。このため、ＡＣ１点～（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度は好ましくは１００℃／秒以下とする。
　最高加熱温度Ｔｍａｘが（ＡＣ１点＋４０）℃未満であると、鋼中のセメンタイトが溶け残り、特性が劣化する懸念がある。このため、最高加熱温度Ｔｍａｘは（ＡＣ１点＋４０）℃以上とする。硬質組織分率を高め、より高強度とするため、最高加熱温度Ｔｍａｘは好ましくは（ＡＣ１点＋５５）℃以上とする。一方、最高加熱温度Ｔｍａｘが１０００℃超では、オーステナイト径が粗大となり、高強度鋼板の特性が大幅に劣化することがある。このため、最高加熱温度Ｔｍａｘは好ましくは１０００℃以下とする。
　鋼板のＡＣ１点およびＡＣ３点は、それぞれオーステナイト逆変態の開始点と完了点である。鋼板のＡＣ１点およびＡＣ３点は、熱間圧延後の鋼板から小片を切り出し、１０℃／秒で１２００℃まで加熱し、その間の体積膨張を測定することで得られる。
　焼鈍工程において、最高加熱温度Ｔｍａｘから（Ｔｍａｘ－１０）℃までの温度範囲における滞留時間ｔｍａｘは、高強度鋼板の特性に大きく影響する。この滞留時間ｔｍａｘが長すぎると、Ｍｎ偏析が進み、硬質組織が偏在したミクロ組織となる。その結果、高強度鋼板中で残留オーステナイトが焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトと接する可能性が過度に高まる。そこで、本製造方法では、耐衝撃特性を高めるため、滞留時間ｔｍａｘに関する（式２）であらわされるパラメータＱ１を２．０以下とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 （（式２）中のＷＭｎは質量％でのＭｎの含有量であり、ＴＣは熱間圧延工程において熱延鋼板をコイルに巻き取る温度［℃］である。ＴはＴｍａｘまたはＡＣ３点のうち低いほうの温度である。）
　パラメータＱ１は焼鈍工程後のＭｎ偏析の進行度合いを反映し、パラメータＱ１が大きいほどＭｎ偏析が進行し、耐衝撃特性が劣化する。耐衝撃特性の観点から、パラメータＱ１は２．０以下とし、好ましくは１．５以下とし、より好ましくは１．０以下とする。
　上記温度範囲および上記滞留時間ｔｍａｘでの滞留後、鋼板を６５０℃まで冷却する（第１冷却）。６５０℃（第１冷却停止温度）までの平均冷却速度（第１冷却速度）は、鋼板の要求特性に応じて任意に変更して構わない。第１冷却速度は好ましくは０．５℃／秒以上とする。第１冷却速度が０．５℃／秒以上であると、多量のパーライトの発生を防止できる。
　第１冷却の後、６５０℃から５００℃以下の温度（第２冷却停止温度）まで平均冷却速度を２．５℃／秒以上として鋼板を冷却する（第２冷却）。６５０℃から５００℃までの温度範囲の平均冷却速度（第２冷却速度）が２．５℃／秒未満では、パーライトや粗大なセメンタイトが多量に発生し、成形性が損なわれる。また、この温度範囲で生成するフェライトは軟質であり、強度を低減する。高強度鋼板の強度を高めるために、第２冷却速度は好ましくは５．０℃／秒以上とし、より好ましくは９．０℃／秒以上とする。第２冷却速度の上限を限定せずとも、第１の実施形態に係る高強度鋼板を製造することができるが、２００℃／秒以上の平均冷却速度を得るには特殊な冷却方法を採用する必要がある。従って、コストの観点から、第２冷却速度は好ましくは２００℃／秒以下とする。
　（ベイナイト変態工程）
　焼鈍工程後のベイナイト変態工程では、５００～３４０℃の範囲においてベイナイト変態を促進する処理を行う。ベイナイト変態を進めることにより、未変態のオーステナイトの粒内に存在する核生成サイトが消費され、次のマルテンサイト変態工程においてオーステナイトの粒内から生成するマルテンサイトが減少する。その結果、残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトとの界面が減少し、耐衝撃特性が改善する。一方、過度にベイナイト変態を進めると、未変態のオーステナイト中に過剰に炭素が濃縮する。その結果、未変態のオーステナイトにおけるＭｓ点が低下し、次のマルテンサイト変態工程においてマルテンサイトが得られない。ベイナイト変態を適度に進め、耐衝撃性を改善するため、ベイナイト変態工程では、（式３）であわされるパラメータＱ２を０．１０以上３．００以下とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
  
（（式３）中のＭｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｌは質量％での各元素の含有量であり、ｔＢはベイナイト変態工程の処理時間［秒］であり、Ｔｉはベイナイト変態工程の開始から完了までの処理時間を１０等分に区切ったｉ番目の範囲における平均温度［℃］である。）
　パラメータＱ２はベイナイト変態の進行度合いを反映し、パラメータＱ２が大きいほどベイナイト変態が進行している。パラメータＱ２が０．１０以上、３．００以下の範囲であると、ベイナイト変態の進行度合いが適正となる。耐衝撃性の観点から、パラメータＱ２は好ましくは０．２５以上、２．５０以下である。
　本製造方法では、焼鈍工程とベイナイト変態工程との間に、鋼板をＭｓ＊～（Ｍｆ＊＋５０）℃まで冷却し、３４０～５００℃まで再加熱する処理を行ってもよい。この処理により、未変態オーステナイトの粒内における核生成サイトをより効率的に消費することができ、鋼板の耐衝撃特性を更に向上させることができる。Ｍｓ＊は（式４）であらわされ、Ｍｆ＊は（式５）であらわされる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 （（式４）中のＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ａｌは質量％での各元素の含有量であり、その元素が含まれない場合は０である。（式４）および（式５）中のＶαはフェライトの体積分率［％］である。）
　なお、鋼板の製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難である。このため、本製造方法では、焼鈍工程前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を焼鈍工程と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値を、フェライトの体積分率として使用する。フェライトの体積分率の測定は、同じ製造条件（温度履歴）で鋼板を製造する場合は、最初の１回の測定の結果を用いてよく、毎回測定する必要はない。製造条件を大きく変更する場合は、改めて測定を行う。もちろん、実際に製造した鋼板のミクロ組織を観察し、次回以降の製造にフィードバックしてもかまわない。
　（マルテンサイト変態工程）
　ベイナイト変態工程後のマルテンサイト変態工程では、鋼板を冷却することにより（第３冷却）、マルテンサイト変態を生じさせる処理を行う。第３冷却中の３４０℃～Ｍｓ点の範囲における平均冷却速度（第３冷却速度）が１．０℃／秒未満では、炭化物を含む下部ベイナイトが生成し、成形性が劣化する。従って、第３冷却速度は１．０℃／秒以上とする。より優れた成形性を得るために、第３冷却速度は好ましくは２．５℃／秒以上とし、より好ましくは４．０℃／秒以上とする。Ｍｓ点は（式６）であらわされる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 （（式６）中のＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌは質量％での各元素の含有量であり、その元素が含まれない場合は０である。Ｖαはフェライトの体積分率［％］であり、ＶＢはベイナイトの体積分率［％］である。）
　その後、Ｍｓ点以下からＭｆ点以上の間の任意の温度（第３冷却停止温度）まで冷却し、マルテンサイト変態を進める。Ｍｆ点は（式７）であらわされる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
 （（式７）中のＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌは質量％での各元素の含有量であり、その元素が含まれない場合は０である。Ｖαはフェライトの体積分率［％］であり、ＶＢはベイナイトの体積分率［％］である。）
　なお、鋼板の製造中にフェライトの体積分率およびベイナイトの体積分率を直接測定することは困難である。このため、本製造方法では、焼鈍工程前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を焼鈍工程と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトおよびベイナイトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値を、それぞれフェライトの体積分率、ベイナイトの体積分率として使用する。フェライトおよびベイナイトの体積分率の測定は、同じ製造条件（温度履歴）で鋼板を製造する場合は、最初の１回の測定の結果を用いてよく、毎回測定する必要はない。製造条件を大きく変更する場合は、改めて測定を行う。もちろん、実際に製造した鋼板のミクロ組織を観察し、次回以降の製造にフィードバックしてもかまわない。
　第３冷却停止温度は、好ましくは、Ｍｆ点を－１０℃以下と、－１０～５０℃の範囲とする。冷却停止温度を－１０～５０℃の範囲とすることにより、特殊な保熱装置や冷蔵装置を用いることなく、次の焼戻工程に移行することができる。従って、コストの観点から、第３冷却停止温度は好ましくは－１０～５０℃の範囲とする。
　本製造方法では、マルテンサイト変態工程と焼戻工程との間に、第２の冷間圧延（スキンパス圧延）を施しても構わない。第２の冷間圧延では、鋼板に圧延率を３．０％以下、好ましくは２．０％以下とする冷間圧延を行う。第２の冷間圧延を行うことにより、全粒界に占めるマルテンサイトとなす界面の割合が大きい不安定な未変態オーステナイト粒がマルテンサイトに変態するため、焼戻工程後の鋼板における耐衝撃特性が改善する。
　（焼戻工程）
　マルテンサイト変態工程後の焼戻工程では、２００～６００℃の範囲で鋼板を焼戻す。焼戻工程により、マルテンサイト変態工程において生成したマルテンサイトが焼戻マルテンサイトとなり、鋼板の成形性および耐衝撃特性が大きく改善する。
　焼戻温度Ｔｔｅｍ［℃］、及び焼戻温度Ｔｔｅｍから（Ｔｔｅｍ－１０℃）までの間における焼戻処理時間ｔｔｅｍ［秒］に関連し、（式８）であらわされるパラメータＱ３は１．０以上とし、（式９）であらわされるパラメータＱ４は１．００以下とし、（式１０）であらわされるパラメータＱ５は１．００以下とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
 （（式８）中のＳｉは質量％でのＳｉの含有量である。Ｔｔｅｍは焼戻温度［℃］であり、ｔｔｅｍは焼戻処理時間［秒］である。）
　パラメータＱ３はマルテンサイトの焼戻の度合いを示す。パラメータＱ３が１．０未満であると、マルテンサイトの焼戻が十分に進まず、穴広げ性、伸びフランジ性が劣化する。このため、パラメータＱ３は１．０以上とする必要がある。より優れた穴広げ性、伸びフランジ性を得るために、パラメータＱ３は好ましくは１．５以上であり、より好ましくは２．０以上とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
 （（式９）中のＭｎ、Ｎｉは質量％でのＭｎ、Ｎｉの含有量であり、その元素が含まれない場合は０である。Ｔｔｅｍは焼戻温度［℃］であり、ｔｔｅｍは焼戻処理時間［秒］である。）
　パラメータＱ４は残留オーステナイトの安定性を示す。パラメータＱ４が１．００超では、残留オーステナイトが過度に安定化し、変形時にマルテンサイトへ変態しなくなり、強度と延性とのバランスが劣化する。このため、パラメータＱ４は１．００以下とする必要がある。残留オーステナイトの安定化をより抑制し、より優れた強度と延性とのバランスを得るために、パラメータＱ４は好ましくは０．９０以下とし、より好ましくは０．８０以下とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
 （（式１０）中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉは質量％での各元素の含有量であり、その元素が含まれない場合は０である。Ｔｔｅｍは焼戻温度［℃］であり、ｔｔｅｍは焼戻処理時間［秒］である。）
　パラメータＱ５は残留オーステナイトからのパーライトおよび／または粗大セメンタイトの生成挙動を示す。パラメータＱ５が１．００超では、大部分の残留オーステナイトがパーライトおよび／または粗大セメンタイトへと分解してしまい、鋼板の強度および成形性が劣化する。このため、パラメータＱ５は１．００以下とする必要がある。残留オーステナイトの分解をより抑制し、より優れた強度および成形性を得るために、パラメータＱ５は好ましくは０．６０以下とし、より好ましくは０．２０以下とする。
　焼戻工程においては、好ましくは２００℃から最高加熱温度（焼戻温度）までの平均加熱速度を１．０℃／秒以上とする。平均加熱速度を１．０℃／秒以上とすることで、焼戻マルテンサイト中の炭化物が微細となり、耐衝撃特性を高めることができる。耐衝撃特性を改善するため、好ましくは上記温度範囲での平均加熱速度はより好ましくは４．０℃／秒以上とする。
　また、焼戻工程の後に、形状矯正を目的として、圧延率が３．００％以下の冷間圧延を施しても構わない。
　以上の工程により、第１の実施形態の高強度鋼板が得られる。
　次に、第２の実施形態に係る高強度亜鉛めっき鋼板を製造する方法について説明する。この製造方法では、上述した製造方法で得られた第１の実施形態に係る高強度鋼板、または、上述した製造方法で製造している途中の高強度鋼板に対して、めっき処理を行って、亜鉛めっき層を形成する。めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理を行ってもよいし、電気亜鉛めっき処理を行ってもよい。
　製造途中の高強度鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行う段階（タイミング）としては、ベイナイト変態工程前のタイミング、マルテンサイト変態工程前のタイミング、焼戻工程前のタイミング、焼戻工程後などが挙げられる。また、焼戻工程中に、溶融亜鉛めっき処理を行ってもよい。
　溶融亜鉛めっき処理における亜鉛めっき浴の温度は、好ましくは４５０～４７０℃とする。亜鉛めっき浴の温度が４５０℃未満であると、めっき浴の粘度が過大に高まり、めっき層の厚さを制御することが困難となり、鋼板の外観を損なうことがある。このため亜鉛めっき浴の温度は好ましくは４５０℃以上とする。一方、亜鉛めっき浴の温度が４７０℃超では、多量のヒュームが発生し、安全に製造することが困難となることがある。このため、亜鉛めっき浴の温度は好ましくは４７０℃以下とする。
　亜鉛めっき浴に浸漬する鋼板の温度（鋼板侵入温度）は、好ましくは４２０～５００℃とする。亜鉛めっき浴に浸漬する鋼板の温度が４２０℃未満では、亜鉛めっき浴の温度を４５０℃以上で安定させるために、亜鉛めっき浴に多量の熱量を与える必要が生じるため、実用上不適である。従って、亜鉛めっき浴の浴温を安定させるために、鋼板侵入温度は好ましくは４２０℃以上とし、より好ましくは４４０℃以上とする。一方、亜鉛めっき浴に浸漬する鋼板の温度が５００℃超であると、亜鉛めっき浴の温度を４７０℃以下で安定させるために、亜鉛めっき浴から多量の熱量を抜熱する設備を導入する必要が生じ、製造コストの点で不適である。従って、亜鉛めっき浴の浴温を安定させるために、鋼板侵入温度は好ましくは５００℃以下とし、より好ましくは４８０℃以下とする。
　亜鉛めっき浴は、好ましくは、亜鉛を主体とし、亜鉛めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値である有効Ａｌ量が０．０１０～０．３００質量％である組成を有する。亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ量が０．０１０質量％未満では、亜鉛めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が損なわれることがある。従って、亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ量は好ましくは０．０１０質量％以上とし、より好ましくは０．０３０質量％以上とし、更に好ましくは０．０５０質量％以上とする。一方、亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ量が０．３００質量％超では、地鉄と亜鉛めっき層との境界にＦｅ－Ａｌ金属間化合物が過剰に生成し、めっき密着性が著しく損なわれることがある。従って、亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ量は好ましくは０．３００質量％以下とする。特に合金化処理を施す場合、Ｆｅ－Ａｌ金属間化合物が生成するとＦｅおよびＺｎ原子の移動が阻害され、合金相の形成が抑制されることから、めっき浴中の有効Ａｌ量はより好ましくは０．１８０質量％以下とし、更に好ましくは０．１５０質量％以下とする。
　亜鉛めっき浴は、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ及びＲＥＭからなる群から選択された１種以上を含有していてもよい。各元素の含有量によっては、亜鉛めっき層の耐食性や加工性が改善される等、好ましい場合もある。
　鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬した後、適正なめっき付着量とするために、好ましくは、鋼板表面に窒素を主体とする高圧ガスを吹き付けて、表層の過剰なめっき液を除去する。
　製造途中の高強度鋼板に電気亜鉛めっき処理を行う段階（タイミング）としては、焼戻工程前のタイミング、焼戻工程後などが挙げられる。電気亜鉛めっき処理としては、従来公知の方法を用いることができる。電気亜鉛めっき浴としては、例えば、Ｈ２ＳＯ４、ＺｎＳＯ４及びＮａＳＯ４を含むｐＨ１．５～２．０のものが挙げられる。電気亜鉛めっき浴の温度、電流密度などの条件は、電気亜鉛めっき浴の種類、亜鉛めっき層の厚みなどに応じて適宜決定できる。また、高強度鋼板に対して電気亜鉛めっき処理を行う場合、好ましくは、高強度鋼板を酸洗してから、電気亜鉛めっき浴に浸漬する。高強度鋼板の酸洗方法としては、公知の方法を用いることができ、例えば、高強度鋼板を硫酸中に浸漬し、水素の泡が目視で認められるまで行う方法が挙げられる。
　亜鉛めっき層として合金化亜鉛めっき層を形成する場合、めっき処理を行った後に合金化処理を施して合金化亜鉛めっき層を形成する。合金化処理は、めっき処理後であれば、如何なる段階（タイミング）で行ってもよく、めっき処理後に連続して行ってもよい。具体的には、例えば、ベイナイト変態工程前にめっき処理を行った場合、合金化処理を行う段階（タイミング）としては、めっき処理後ベイナイト変態工程前のタイミング、マルテンサイト変態工程前のタイミング、焼戻工程前のタイミング、焼戻処理と同時、焼戻工程後などが挙げられる。例えば、マルテンサイト変態工程前にめっき処理を行った場合、合金化処理を行う段階（タイミング）としては、めっき処理後マルテンサイト変態工程前のタイミング、焼戻工程前のタイミング、焼戻処理と同時、焼戻工程後などが挙げられる。例えば、焼戻工程前にめっき処理を行った場合、合金化処理を行う段階（タイミング）としては、めっき処理後焼戻工程前のタイミング、焼戻処理と同時、焼戻工程後などが挙げられる。
　合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理を行った後に行う場合には、例えば、好ましくは、４７０～６００℃の温度で２～１００秒間保持する熱処理を行う。合金化処理は、電気亜鉛めっき処理を行った後に行う場合には、例えば、好ましくは、４００～６００℃の温度で２～１００秒間保持する熱処理を行うことが好ましい。
　得られた高強度亜鉛めっき鋼板に対して、形状矯正のために圧下率３．００％以下で冷間圧延を施しても構わない。
　以上の工程により、第２の実施形態の高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
　上述した高強度鋼板の化学組成を有し、上述した高強度鋼板の製造方法と同様にして焼戻工程の前までの処理を経て製造された鋼板を焼戻処理用鋼板として用いることができる。焼戻処理用鋼板が表面に亜鉛めっき層を有していてもよい。亜鉛めっき層は、焼戻工程の前に、上述した高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法と同様にしてめっき処理を行うことにより形成することができる。
　このような焼戻処理用鋼板のミクロ組織は、例えば以下のとおりである。
　（ミクロ組織）
　この焼戻処理用鋼板は、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で、フェライト：８５％以下、ベイナイト：３％以上９５％以下、フレッシュマルテンサイト：１％以上８０％以下、残留オーステナイト：１％以上２５％以下、かつパーライトおよびセメンタイト：合計で５％以下、で表されるミクロ組織を有する。
　フレッシュマルテンサイト以外の組織の各体積分率の限定理由は、第１の実施形態に係る高強度鋼板と同じである。フレッシュマルテンサイトの体積分率の限定理由は、第１の実施形態に係る高強度鋼板における焼戻マルテンサイトの体積分率と同じである。これは、フレッシュマルテンサイトのほぼ全体が焼戻工程により焼戻マルテンサイトとなるためである。
　この焼戻処理用鋼板では、残留オーステナイト中の固溶炭素量は０．６０～０．９５質量％である。残留オーステナイト中の固溶炭素量がこの範囲内にあれば、焼戻工程を経て、残留オーステナイト中の固溶炭素量が０．７０～１．３０質量％の高強度鋼板が得られる。
　なお、本発明は、上記の実施形態に限定されるものではない。例えば、めっき層として亜鉛めっき層ではなくニッケルめっき層が形成されていてもよい。亜鉛めっき層上に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されていてもよい。このような皮膜は、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、亜鉛めっき層を保護できる。リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、公知の方法を用いて形成できる。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１および表２に示すＡ～ＡＫの化学組成を有するスラブを鋳造し、表３および表４に示すスラブ加熱温度に加熱し、熱間圧延、冷却、巻き取り、コイル冷却を行って熱延鋼板を得た（熱延工程）。スラブ加熱温度、熱間圧延の圧延完了温度、８５０℃から７００℃の範囲における平均冷却速度（巻取前の平均冷却速度）、巻取温度ＴＣおよび巻取温度ＴＣから３５０℃までの平均冷却速度（コイル冷却速度）を表３および表４に示す。表１および表２中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１および表２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
　その後、熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を行って冷延鋼板を得た（冷延工程）。表３および表４に冷間圧延の合計の圧下率を示す。一部の熱延鋼板には、表３および表４に示す処理温度で軟質化焼鈍工程を行ってから冷間圧延を行った。表３および表４中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　次いで、冷延鋼板の焼鈍を行った（焼鈍工程）。焼鈍のＡＣ１～（ＡＣ１＋２５）℃の範囲における平均加熱速度、最高加熱温度Ｔｍａｘ、最高加熱温度Ｔｍａｘから（Ｔｍａｘ－１０）の範囲における滞留時間を表５および表６に示す。上記滞留時間での滞留後の６５０℃までの第１冷却の平均冷却速度（第１冷却速度）および第２冷却の６５０℃～５００℃の範囲での平均冷却速度（第２冷却速度）も表５および表６に示す。表５および表６に、ＡＣ１点、ＡＣ３点、Ｔｍａｘ－ＡＣ１点、パラメータＱ１も併せて示す。表５および表６中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　第２冷却は第２冷却停止温度で停止し、ベイナイト変態処理を行った（ベイナイト変態工程）。第２冷却停止温度並びにベイナイト変態処理の平均処理温度ＴＢ、処理時間ｔＢ、パラメータＱ２を表７および表８に示す。平均処理温度ＴＢは、以下に示す式を用いて算出される。
　ＴＢ＝Σ（Ｔｉ）／１０＝（Ｔ１＋Ｔ２＋Ｔ３＋・・・＋Ｔ１０）／１０
（式中、Ｔｉはベイナイト変態工程の処理時間を１０等分に区切ったｉ番目の範囲における平均温度［℃］を示す。）
　第２冷却停止温度が表７および表８に示すＭｓ＊～Ｍｆ＊＋５０［℃］の範囲である実験例については、第２冷却停止温度で冷却を停止した後に３４０～５００℃の温度まで再加熱してから、ベイナイト変態処理を行った。表７および表８中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　ベイナイト変態処理の後、マルテンサイト変態処理を行った（マルテンサイト変態工程）。マルテンサイト変態工程における第３冷却の３４０℃～Ｍｓ点の範囲における平均冷却速度（第３冷却速度）及び停止温度（第３冷却停止温度）を表９および表１０に示す。一部の冷延鋼板には、マルテンサイト変態工程後に、表９および表１０に示す圧延率で第２の冷間圧延を行った（第２冷間圧延工程）。表９および表１０に、Ｍｓ点、Ｍｆ点も併せて示す。表９および表１０中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　このようにして、種々の焼戻処理用鋼板を作製した。そして、実験例Ｎｏ．１～Ｎｏ．１０１の焼戻処理用鋼板について、上述した高強度鋼板の各組織の体積分率を測定する方法と同様の方法により「フェライト（α）」、「ベイナイト（Ｂ）」、「焼戻マルテンサイト（ｔＭ）」、「残留オーステナイト（残留γ）」、「フレッシュマルテンサイト（ｆＭ）」、「パーライトとセメンタイトの合計（Ｐ＋Ｃ）」の各組織の体積分率を調べた。また、実験例Ｎｏ．１～Ｎｏ．１０１の焼戻処理用鋼板ついて、上述した方法により、残留オーステナイト中の固溶炭素量を調べた。この結果を表１１および表１２に示す。表１１および表１２中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
　マルテンサイト変態工程の後、焼戻処理を行った（焼戻工程）。焼戻工程における焼戻温度Ｔｔｅｍ、処理時間ｔｔｅｍ、及び２００℃から焼戻温度Ｔｔｅｍまでの平均加熱速度を表１３および表１４に示す。表１３および表１４に、パラメータＱ３～Ｑ５も併せて示す。表１３および表１４中の下線は、その数値が本発明に係る高強度鋼板の製造に必要な範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
　実験例Ｎｏ．１３，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２５，Ｎｏ．２８，Ｎｏ．３４，Ｎｏ．３７，Ｎｏ．４１，Ｎｏ．４３，Ｎｏ．４９，Ｎｏ．５０，Ｎｏ．６０，Ｎｏ．６１，Ｎｏ．６７，Ｎｏ．７０，Ｎｏ．７３，Ｎｏ．７７，Ｎｏ．８１およびＮｏ．８３では、表１５に示す段階（めっき処理のタイミング）で鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行った。溶融亜鉛めっき処理の鋼板侵入温度、めっき浴温度およびめっき浴の有効Ａｌ量を表１５に示す。実施例Ｎｏ．１３，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２８，Ｎｏ．３４，Ｎｏ．４１，Ｎｏ．５０，Ｎｏ．６０，Ｎｏ．６１，Ｎｏ．７０，Ｎｏ．７３およびＮｏ．８３では、表１５に示す段階（合金化処理のタイミング）で合金化処理を行った。合金化処理の温度および保持時間を表１５に示す。表１５の「表面」の欄中の「ＧＩ」は表面に溶融亜鉛めっき層を形成したことを意味し、「ＧＡ」は表面に合金化亜鉛めっき層を形成したことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
　実験例Ｎｏ．２では、焼戻処理後の段階（めっき処理のタイミング）で鋼板に、以下に示す電気亜鉛めっき処理を行った。実施例Ｎｏ．６５では、焼戻処理後の段階（めっき処理のタイミング）で鋼板に、以下に示す電気亜鉛めっき処理を行い、さらに、焼戻処理後の段階（合金化処理のタイミング）で、合金化処理を行った。
　実験例Ｎｏ．２および実験例Ｎｏ．６５における電気亜鉛めっき処理は、鋼板を酸洗してから電気亜鉛めっき浴中に浸漬し、通電する方法により行った。酸洗は、常温の１０％硫酸中に浸漬し、水素の泡が目視で認められるまで行った。電気亜鉛めっきは、Ｈ２ＳＯ４を１．５ｇ／Ｌ、ＺｎＳＯ４を１９４ｇ／Ｌ、ＮａＳＯ４を４５ｇ／Ｌ含み、ｐＨが１．５～２．０で液温が５０℃である電気めっき浴中で行い、電流密度を２５Ａ／（ｄｍ）２とした。
　実験例Ｎｏ．３～Ｎｏ．３５およびＮｏ．６０～Ｎｏ．８０では、焼戻処理の後、最大圧下率が１．００％の冷間圧延を施した。
　実験例Ｎｏ．２２およびＮｏ．８３では、焼戻処理の後、脱脂剤を塗布し、水スプレーにより洗浄した。その後、界面活性剤、日本パーカライジング社製化成処理液ＰＢ－ＳＸ３５の順に浸漬し、水スプレーにより再度洗浄し、熱風オーブンで乾燥する方法により、表面にリン酸化物およびリンを含む複合酸化物からなる皮膜を形成した。
　このようにして得られた実験例Ｎｏ．１～Ｎｏ．１０１の高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板のうち試験中止にならなかった実験例について、上述した方法により「フェライト（α）」、「ベイナイト（Ｂ）」、「焼戻マルテンサイト（ｔＭ）」、「残留オーステナイト（残留γ）」、「フレッシュマルテンサイト（ｆＭ）」、「パーライトとセメンタイトの合計（Ｐ＋Ｃ）」の各組織の体積分率を調べた。この結果を表１６および表１７に示す。表１６および表１７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000025
　また、実験例Ｎｏ．１～Ｎｏ．１０１の高強度鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板のうち試験中止にならなかった実験例について、上述した方法により、残留オーステナイト中の固溶炭素量を調べた。更に、試験中止にならなかった実験例について、上述した方法により、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうちで、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合（界面の割合）を調べた。試験中止にならなかった実験例について、アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の密度を調べた。これらの結果を表１８および表１９に示す。表１８および表１９中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000026
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000027
　実験例Ｎｏ．１～Ｎｏ．１０１のうち溶融亜鉛めっき層を形成した高強度亜鉛めっき鋼板について、上述した方法により、めっき層中のＦｅ含有量及びＡｌ含有量を調べる。その結果を表１８および表１９に示す。また、焼戻工程の前に溶融亜鉛めっき層を形成した焼戻処理用亜鉛めっき鋼板について、高強度亜鉛めっき鋼板と同様にして、めっき層中のＦｅ含有量及びＡｌ含有量を調べた。その結果を表２０および表２１に示す。表１８～表２１において「ＧＩ」は表面に溶融亜鉛めっき層を形成したことを意味し、「ＧＡ」は表面に合金化亜鉛めっき層を形成したことを意味し、「ＥＧ」は表面に電気亜鉛めっき層を形成したことを意味し、「ＣＲ」は表面にめっき層を形成していないことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000028
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000029
　以下に示す方法により、実験例Ｎｏ．１～Ｎｏ．１０１の高強度鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板について、降伏強度ＹＳ、引張最大強度ＴＳ、穴広げ性λ、延性Ｅｌ、シャルピー衝撃特性を調べた。その結果を表２２～表２５に示す。表２２～表２５中の下線は、その数値が所望の特性の範囲から外れていることを示す。
　引張試験では、鋼板からＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に記載の方法で行い、降伏強度ＹＳ、引張最大強度ＴＳおよび全伸びＥｌを求めた。穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に記載の方法で行った。延性（全伸び）Ｅｌおよび穴広げ性λは、引張最大強度ＴＳに伴って変化するが、下記（式１１）および（式１２）を満たす場合に強度、延性および穴広げ性を良好とする。
　ＴＳ×Ｅｌ≧１．５×１０４・・・（式１１）
　（ＹＳ×ＴＳ）０．７５×Ｅｌ×λ０．５≧２．０×１０６・・・（式１２）
　シャルピー衝撃特性は、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）にＪＩＳ　Ｚ　２２４２に規定の衝撃試験片と同じサイズの板を採取し、３枚重ねてボルトで締結した後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に規定の方法で２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ２０）および－２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－２０）を測定した。下記（式１３）を満たし、かつ、ｖＥ２０およびｖＥ－２０の両方が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる場合、耐衝撃特性を良好とする。
　（ｖＥ－２０）／（ｖＥ２０）≧０．６５　　　　・・・（式１３）
　なお、（式１３）の左辺の値が１．０に近いほど耐衝撃特性は良好であり、（式１３）の値が０．７５以上であることが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000030
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000031
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000032
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000033
　実験例Ｎｏ．９１は、Ｃの含有量が少なく、残留オーステナイトが得られなかったため、成形性が劣化した例である。
　実験例Ｎｏ．９２は、Ｃを過剰に含有するため、残留オーステナイトの分率が過剰となり、衝撃特性が劣化している。
　実験例Ｎｏ．９３は、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌの含有量が少なく、パラメータＱ０が過小であったため、残留オーステナイトが得られず、特性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．９４は、Ｓｉを過剰に含む例であり、スラブの特性が劣化し、鋳造工程においてスラブが破断したため、試験を中止した。
　実験例Ｎｏ．９５は、Ｍｎの含有量が少なく、焼入れ性が不足してパーライトが生成したため、残留オーステナイトが得られず、特性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．９６は、Ｍｎを過剰に含む例であり、スラブの特性が劣化し、スラブが熱延工程での加熱中に破断したため、試験を中止した。
　実験例Ｎｏ．９７は、Ｐを過剰に含む例であり、スラブの特性が劣化し、スラブを鋳造工程から熱延工程へ運搬中に破断したため、試験を中止した。
　実験例Ｎｏ．９８は、Ｓを過剰に含む例であり、鋼中に粗大な硫化物が多量に発生するため、鋼板の成形性および耐衝撃特性が大きく劣化する。
　実験例Ｎｏ．９９は、Ａｌを過剰に含む例であり、スラブの特性が劣化し、鋳造工程においてスラブが破断したため、試験を中止した。
　実験例Ｎｏ．１００は、Ｎを過剰に含む例であり、鋼中に粗大な窒化物が多量に発生するため、鋼板の成形性および耐衝撃特性が大きく劣化する。
　実験例Ｎｏ．１０１は、Ｏを過剰に含む例であり、鋼中に粗大な酸化物が多量に発生するため、鋼板の成形性および耐衝撃特性が大きく劣化する。
　実験例Ｎｏ．８４は、熱延工程におけるスラブの加熱温度が低く、熱延鋼板の成形性が著しく損なわれ、冷間圧延工程において鋼板が破断したため、試験を中止した。
　実験例Ｎｏ．５４は、熱延工程における圧延完了温度が低く、熱延鋼板の形状が著しく損なわれたため、試験を中止した。
　実験例Ｎｏ．７５は、熱延工程における８５０℃から７００℃の範囲での平均冷却速度が低く、硬質組織の偏在が強まり、残留オーステナイトの焼戻マルテンサイトとなす界面の割合が高まり衝撃特性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．５７は、熱延工程におけるコイルの冷却速度が低く、硬質組織の偏在が強まり、残留オーステナイトの焼戻マルテンサイトとなす界面の割合が高まり、衝撃特性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．１０３およびＮｏ．１０５は、熱延工程におけるコイルの冷却速度が高く、硬質組織の偏在が強まり、残留オーステナイトの焼戻マルテンサイトとなす界面の割合が高まり、衝撃特性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．１０６は、熱延工程における巻取温度ＴＣが高く、Ｍｎ偏在が強まり、残留オーステナイトの焼戻マルテンサイトとなす界面の割合が高まり、衝撃特性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．４２は、焼鈍工程におけるＡＣ１点～（ＡＣ１点＋２５）℃の範囲における平均加熱速度が低く、硬質組織の偏在が強まり、残留オーステナイトと焼戻マルテンサイトの界面の割合が高まり、かつ、残留オーステナイト粒が粗大化するため、衝撃特性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．８７は、焼鈍工程における最高加熱温度Ｔｍａｘが低く、粗大な炭化物が多量に溶け残ったため、パーライトとセメンタイトの合計の割合が高くなり、成形性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．２１およびＮｏ．６９は、焼鈍工程における最高加熱温度Ｔｍａｘおよび滞留時間ｔｍａｘに関するパラメータＱ１が過大であり、硬質組織の偏在が強まり、残留オーステナイトの焼戻マルテンサイトとなす界面の割合が高まり、衝撃特性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．７８は、焼鈍工程の（最高加熱温度－１０℃）から６５０℃の範囲における平均冷却速度（第１冷却速度）が低く、冷却中に軟質なパーライトが多量に生成し、鋼板の強度と成形性のバランスが劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．３６は、焼鈍工程の６５０℃から５００℃の範囲における平均冷却速度（第２冷却速度）が低く、冷却中に軟質なパーライトが多量に生成し、鋼板の強度と成形性のバランスが劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．１２は、ベイナイト変態工程の平均処理温度Ｔｉと処理時間ＴＢに関するパラメータＱ２が過小であり、ベイナイト変態が十分に進まなかった例であり、焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、成形性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．４５は、ベイナイト変態工程の平均処理温度Ｔｉと処理時間ＴＢに関するパラメータＱ２が過大であり、ベイナイト変態が過度に進行した例であり、焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、強度と成形性のバランスが劣化する。
　実験例Ｎｏ．２７は、ベイナイト変態工程からマルテンサイト変態工程への平均冷却速度、すなわち第３冷却速度が低く、下部ベイナイトが多量に生成し、焼戻マルテンサイトが得られず、フレッシュマルテンサイトが多く、成形性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．６は、マルテンサイト変態工程における冷却停止温度がＭｆ点を下回った例であり、残留オーステナイトが得られず、成形性が劣化する。
　実験例Ｎｏ．２４は、マルテンサイト変態工程における冷却停止温度がＭｓ点を上回った例であり、焼戻マルテンサイトが得られず、焼戻処理後にオーステナイトの一部がフレッシュマルテンサイトへ変態したため、強度と成形性のバランスおよび耐衝撃特性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．５３は、マルテンサイト変態工程と焼戻処理工程の間で過度の冷間圧延を施した例であり、マルテンサイト変態工程で形成された残留オーステナイトが圧延によって変態し、焼戻処理後には残留オーステナイトが消失し、強度と成形性のバランスが劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．１５は、焼戻処理工程における焼戻温度Ｔｔｅｍが２００℃を下回り、マルテンサイトが十分に焼戻されず、フレッシュマルテンサイトが多量に残存したため、強度と成形性のバランスおよび耐衝撃特性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．１８は、焼戻処理工程における焼戻温度Ｔｔｅｍおよび処理時間ｔｔｅｍに関するパラメータＱ３が過小であり、マルテンサイトが十分に焼戻されず、フレッシュマルテンサイトが多量に残存したため、強度と成形性のバランスおよび耐衝撃特性が劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．４８は、焼戻処理工程における焼戻温度Ｔｔｅｍおよび処理時間ｔｔｅｍに関するパラメータＱ４が過大であり、残留オーステナイトの固溶Ｃ量が過度に高まり、強度と成形性のバランスが劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．３３およびＮｏ．６６は、焼戻処理工程における焼戻温度Ｔｔｅｍおよび処理時間ｔｔｅｍに関するパラメータＱ５が過大であり、多量のパーライトが生成し、強度と成形性のバランスが劣化する例である。
　実験例Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１８，Ｎｏ．３３，Ｎｏ．４８およびＮｏ．６６は、いずれも所望の焼戻処理用鋼板が得られたが、その後の焼戻処理が不適切であり、ミクロ組織が適正に制御されず、焼戻後の特性が劣位となる例である。
　実験例Ｎｏ．１～Ｎｏ．５，Ｎｏ．７～Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１３，Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２０，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２３，Ｎｏ．２５，Ｎｏ．２６，Ｎｏ．２８～Ｎｏ．３２，Ｎｏ．３４、Ｎｏ．３５，Ｎｏ．３７～Ｎｏ．４１，Ｎｏ．４３、Ｎｏ．４４，Ｎｏ．４６，Ｎｏ．４７，Ｎｏ．４９～Ｎｏ．５２，Ｎｏ．５５，Ｎｏ．５６，Ｎｏ．５８～Ｎｏ．６２，Ｎｏ．６４，Ｎｏ．６５、Ｎｏ．６７、Ｎｏ．６８，Ｎｏ．７０～Ｎｏ．７４，Ｎｏ．７６，Ｎｏ．７７、Ｎｏ．７９～Ｎｏ．８３、Ｎｏ．８５，Ｎｏ．８６，Ｎｏ．８８～Ｎｏ．９０，Ｎｏ．１０２，Ｎｏ．１０４は、本発明に則り、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．２９は、熱延工程と冷延工程の間で軟質化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．３は、熱延工程と冷延工程の間で軟質化処理を施し、かつ、マルテンサイト変態工程と焼戻工程の間で冷間圧延を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．４６およびＮｏ．５２は、ベイナイト変態工程前の冷却停止温度、すなわち第２冷却停止温度をＭｓ＊点以下かつＭｆ＊点以上の範囲に設定し、第２冷却停止温度で冷却を停止し、３４０～５００℃の温度まで再加熱してから、ベイナイト変態処理を行い、ベイナイト変態前にミクロ組織の一部をマルテンサイトに変態させる例である。実験例４６Ｎｏ．およびＮｏ．５２は、特に耐衝撃特性に優れた高強度鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．４，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．３０およびＮｏ．７９は、マルテンサイト変態工程と焼戻工程の間で冷間圧延を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．２は、マルテンサイト変態工程と焼戻工程の間で冷間圧延を施し、かつ、焼戻処理後に電気めっきを施すことで、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．２５，Ｎｏ．４３，Ｎｏ．４９，Ｎｏ．６７は、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．７７およびＮｏ．８１は、ベイナイト変態工程とマルテンサイト変態処理工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．３７は、焼戻処理工程において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．５０は、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、直後に合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．２２およびＮｏ．８３は、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、直後に合金化処理を施し、焼戻処理後にめっき層上にリン酸化物およびリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．６０は、熱延工程と冷延工程の間に軟質化処理を施し、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、直後に合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．３４，Ｎｏ．４１およびＮｏ．７３は、ベイナイト変態工程とマルテンサイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、直後に合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．１３は、焼戻処理工程において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．７０は、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、ベイナイト変態工程とマルテンサイト変態処理工程の間において合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．６１は、焼鈍工程とベイナイト変態工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、ベイナイト変態工程前の冷却停止温度、すなわち第２冷却停止温度をＭｓ＊点以下かつＭｆ＊点以上の範囲に設定し、ベイナイト変態工程とマルテンサイト変態処理工程の間において合金化処理を施し、特に耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．２８は、ベイナイト変態工程とマルテンサイト変態処理工程の間において鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、焼戻処理工程において合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例Ｎｏ．６５は、マルテンサイト変態処理工程と焼戻工程の間において鋼板に電気めっき処理を施し、焼戻処理工程において合金化処理を施し、成形性および耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　本発明は、例えば、自動車鋼板等の高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０７５～０．４００％、
    　Ｓｉ：０．０１～２．５０％、
    　Ｍｎ：０．５０～３．５０％、
    　Ｐ：０．１０００％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ａｌ：２．０００％以下、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．０１００％以下、
    　Ｔｉ：０．０００～０．２００％、
    　Ｎｂ：０．０００～０．１００％、
    　Ｖ：０．０００～０．５００％、
    　Ｃｒ：０．００～２．００％、
    　Ｎｉ：０．００～２．００％、
    　Ｃｕ：０．００～２．００％、
    　Ｍｏ：０．００～１．００％、
    　Ｂ：０．００００～０．０１００％、
    　Ｗ：０．００～２．００％、
    　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上：合計で０．００００～０．０１００％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物、かつ
    　（式１）であらわされるパラメータＱ０：０．３５以上、
    　で表される化学組成を有し、
    　板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で、
    　　フェライト：８５％以下、
    　　ベイナイト：３％以上９５％以下、
    　　焼戻マルテンサイト：１％以上８０％以下、
    　　残留オーステナイト：１％以上２５％以下、
    　　パーライトおよび粗大セメンタイト：合計で５％以下、かつ
    　　フレッシュマルテンサイト：５％以下、
    　で表されるミクロ組織を有し、
    　残留オーステナイト中の固溶炭素量が０．７０～１．３０質量％であり、
    　アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の全粒界のうちで、焼戻マルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトとなす界面の占める割合が７５％以下であることを特徴とする高強度鋼板。
    　Ｑ０＝Ｓｉ＋０．１Ｍｎ＋０．６Ａｌ・・・（式１）
    （（式１）中のＳｉ、ＭｎおよびＡｌは質量％での各元素の含有量とする。）
  2. 　質量％で、
    　Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、および
    　Ｖ：０．００１～０．５００％、
    　からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　質量％で、
    　Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    　Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    　Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、および
    　Ｗ：０．０１～２．００％、
    からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　質量％で、
    　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭからなる群から選択された１種または２種以上を合計で０．０００１～０．０１００％含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 　アスペクト比が２．５０以下であり、かつ、円相当径が０．８０μｍ以上の残留オーステナイト粒の密度が５．０×１０１０個／ｍ２以下であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  6. 　請求項１乃至５のいずれか１項に記載の高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板。
  7. 　前記亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が３．０質量％以下であることを特徴とする請求項６に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  8. 　前記亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７．０質量％以上１３．０質量％以下であることを特徴とする請求項６に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
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TW (1) TWI611027B (ja)
WO (1) WO2017164346A1 (ja)

Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6338038B1 (ja) * 2017-11-15 2018-06-06 新日鐵住金株式会社 高強度冷延鋼板
JP6414371B1 (ja) * 2018-03-30 2018-10-31 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
JP6418367B1 (ja) * 2018-03-30 2018-11-07 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
JP6421908B1 (ja) * 2018-03-30 2018-11-14 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2018216522A1 (ja) * 2017-05-24 2018-11-29 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP6597939B1 (ja) * 2018-12-11 2019-10-30 日本製鉄株式会社 成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板、及び、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法
WO2020080407A1 (ja) * 2018-10-18 2020-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2020079925A1 (ja) * 2018-10-18 2020-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
CN111455299A (zh) * 2020-05-11 2020-07-28 马鞍山钢铁股份有限公司 一种提高合金化镀锌钢板电泳针孔电压的方法
WO2020158066A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US20200291498A1 (en) * 2017-11-27 2020-09-17 Arcelormittal Method for manufacturing a rail and corresponding rail
JP2021031703A (ja) * 2019-08-20 2021-03-01 日本製鉄株式会社 薄鋼板及びその製造方法
EP3862457A4 (en) * 2018-10-04 2022-02-16 Nippon Steel Corporation HOT DIP GALVANIZED ALLOY STEEL SHEET
EP3868908A4 (en) * 2018-10-19 2022-04-13 Nippon Steel Corporation HOT ROLLED STEEL SHEET
JP2022535255A (ja) * 2019-06-03 2022-08-05 アルセロールミタル 冷間圧延及び被覆された鋼板並びにその製造方法
WO2022202716A1 (ja) * 2021-03-23 2022-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7197062B1 (ja) * 2021-07-28 2022-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023007833A1 (ja) * 2021-07-28 2023-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7311068B1 (ja) * 2022-01-28 2023-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023145146A1 (ja) * 2022-01-28 2023-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法

Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019092481A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
EP3719155B1 (en) * 2017-11-29 2024-04-03 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
WO2019122963A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2019122965A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
TWI671410B (zh) * 2018-03-30 2019-09-11 日商日本製鐵股份有限公司 鋼板及其製造方法
US11492679B2 (en) 2018-10-19 2022-11-08 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
KR102178728B1 (ko) * 2018-12-18 2020-11-13 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
MX2021009311A (es) * 2019-02-06 2021-09-08 Nippon Steel Corp Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente y metodo para producir la misma.
JP7036274B2 (ja) * 2019-03-15 2022-03-15 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2020196060A1 (ja) * 2019-03-28 2020-10-01 日本製鉄株式会社 高強度鋼板
JP7243817B2 (ja) * 2019-04-11 2023-03-22 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
MX2021012787A (es) * 2019-07-10 2021-12-10 Nippon Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia.
CN112575242B (zh) * 2019-09-27 2022-06-24 宝山钢铁股份有限公司 一种合金结构用钢及其制造方法
WO2021116740A1 (en) * 2019-12-13 2021-06-17 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102353611B1 (ko) * 2019-12-18 2022-01-20 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102348503B1 (ko) * 2019-12-19 2022-01-06 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR102662619B1 (ko) * 2020-01-09 2024-05-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
CN111286669A (zh) * 2020-02-17 2020-06-16 本钢板材股份有限公司 屈服强度≥900Mpa的马氏体热轧态高强钢及制备方法
TWI711706B (zh) * 2020-05-15 2020-12-01 中國鋼鐵股份有限公司 具高降伏強度的汽車用鋼材及其製造方法
KR102457019B1 (ko) * 2020-06-17 2022-10-21 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
US20230257843A1 (en) * 2020-07-20 2023-08-17 Nippon Steel Corporation Steel sheet and manufacturing method thereof
KR102403648B1 (ko) * 2020-11-17 2022-05-30 주식회사 포스코 고강도 열연강판, 열연 도금강판 및 이들의 제조방법
WO2022185804A1 (ja) 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185805A1 (ja) 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
TWI788080B (zh) * 2021-11-01 2022-12-21 中國鋼鐵股份有限公司 熱成形硬化鋁基鍍覆鋼板及其製造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009209451A (ja) * 2008-02-08 2009-09-17 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2012036269A1 (ja) * 2010-09-16 2012-03-22 新日本製鐵株式会社 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法
WO2013018741A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 形状凍結性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
WO2013047739A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2013047821A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6159312A (en) 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
JP5463685B2 (ja) 2009-02-25 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5662902B2 (ja) 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
EP2738276B1 (en) 2011-07-29 2019-04-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength galvanized steel sheet and high-strength steel sheet having superior moldability, and method for producing each
KR101598307B1 (ko) * 2011-07-29 2016-02-26 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 내충격 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법, 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
MX356543B (es) 2011-09-30 2018-06-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia.
JP5906147B2 (ja) 2012-06-29 2016-04-20 株式会社神戸製鋼所 母材靭性およびｈａｚ靱性に優れた高張力鋼板
US20150203947A1 (en) 2012-07-31 2015-07-23 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet with excellent formability and shape fixability and method for manufacturing the same

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009209451A (ja) * 2008-02-08 2009-09-17 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2012036269A1 (ja) * 2010-09-16 2012-03-22 新日本製鐵株式会社 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法
WO2013018741A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 形状凍結性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
WO2013047739A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2013047821A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3434801A4 *

Cited By (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018216522A1 (ja) * 2017-05-24 2018-11-29 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
US11332805B2 (en) 2017-05-24 2022-05-17 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet and production method for same
CN111344423B (zh) * 2017-11-15 2022-07-22 日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板
KR102333410B1 (ko) 2017-11-15 2021-12-02 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판
JP6338038B1 (ja) * 2017-11-15 2018-06-06 新日鐵住金株式会社 高強度冷延鋼板
US11208705B2 (en) 2017-11-15 2021-12-28 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet
WO2019097600A1 (ja) * 2017-11-15 2019-05-23 日本製鉄株式会社 高強度冷延鋼板
EP3712284A4 (en) * 2017-11-15 2021-06-30 Nippon Steel Corporation HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET
CN111344423A (zh) * 2017-11-15 2020-06-26 日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板
KR20200067887A (ko) * 2017-11-15 2020-06-12 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판
US20200291498A1 (en) * 2017-11-27 2020-09-17 Arcelormittal Method for manufacturing a rail and corresponding rail
WO2019187060A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
US11447848B2 (en) 2018-03-30 2022-09-20 Nippon Steel Corporation Steel sheet and manufacturing method of therefor
US11680303B2 (en) 2018-03-30 2023-06-20 Nippon Steel Corporation Steel sheet and manufacturing method therefor
WO2019187090A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
CN111902553B (zh) * 2018-03-30 2022-04-01 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN111902554B (zh) * 2018-03-30 2022-03-29 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
WO2019186997A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
CN111902554A (zh) * 2018-03-30 2020-11-06 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN111902553A (zh) * 2018-03-30 2020-11-06 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
JP6421908B1 (ja) * 2018-03-30 2018-11-14 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
JP6418367B1 (ja) * 2018-03-30 2018-11-07 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
JP6414371B1 (ja) * 2018-03-30 2018-10-31 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
EP3862457A4 (en) * 2018-10-04 2022-02-16 Nippon Steel Corporation HOT DIP GALVANIZED ALLOY STEEL SHEET
JPWO2020080407A1 (ja) * 2018-10-18 2021-02-15 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2020079925A1 (ja) * 2018-10-18 2020-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
JP6760520B1 (ja) * 2018-10-18 2020-09-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
WO2020080407A1 (ja) * 2018-10-18 2020-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
EP3868908A4 (en) * 2018-10-19 2022-04-13 Nippon Steel Corporation HOT ROLLED STEEL SHEET
JP6597939B1 (ja) * 2018-12-11 2019-10-30 日本製鉄株式会社 成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板、及び、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法
EP3896184A4 (en) * 2018-12-11 2022-04-20 Nippon Steel Corporation HIGH STRENGTH STEEL SHEET EXCELLENT FORMABILITY AND IMPACT STRENGTH AND METHOD OF PRODUCTION OF HIGH STRENGTH STEEL SHEET EXCELLENT FORMABILITY AND IMPACT STRENGTH
WO2020121418A1 (ja) * 2018-12-11 2020-06-18 日本製鉄株式会社 成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板、及び、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法
JP6787523B1 (ja) * 2019-01-30 2020-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2020158066A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2022535255A (ja) * 2019-06-03 2022-08-05 アルセロールミタル 冷間圧延及び被覆された鋼板並びにその製造方法
JP2021031703A (ja) * 2019-08-20 2021-03-01 日本製鉄株式会社 薄鋼板及びその製造方法
JP7389322B2 (ja) 2019-08-20 2023-11-30 日本製鉄株式会社 薄鋼板及びその製造方法
CN111455299B (zh) * 2020-05-11 2022-06-07 马鞍山钢铁股份有限公司 一种提高合金化镀锌钢板电泳针孔电压的方法
CN111455299A (zh) * 2020-05-11 2020-07-28 马鞍山钢铁股份有限公司 一种提高合金化镀锌钢板电泳针孔电压的方法
WO2022202716A1 (ja) * 2021-03-23 2022-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7197063B1 (ja) * 2021-03-23 2022-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7197062B1 (ja) * 2021-07-28 2022-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023007833A1 (ja) * 2021-07-28 2023-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7311068B1 (ja) * 2022-01-28 2023-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023145146A1 (ja) * 2022-01-28 2023-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TW201739930A (zh) 2017-11-16
EP3434801A1 (en) 2019-01-30
TWI611027B (zh) 2018-01-11
EP3434801B1 (en) 2021-09-08
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US11035021B2 (en) 2021-06-15
JPWO2017164346A1 (ja) 2018-03-29
KR102099769B1 (ko) 2020-04-10

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