WO2021070640A1 - 高強度鋼板および衝撃吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法 - Google Patents

高強度鋼板および衝撃吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法 Download PDF

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由康 川崎
心和 岩澤
勇樹 田路
船川　義正
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    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/34—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated
    • C25D5/36—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated of iron or steel

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet and a collision absorbing member suitable for application to an impact energy absorbing member used in the automobile field.
  • high-strength steel sheets and collision-absorbing members having yield elongation (YP-EL) of 1.0% or more, tensile strength (TS) of 980 MPa or more, and excellent uniform ductility, bendability, and crushing characteristics.
  • YP-EL yield elongation
  • TS tensile strength
  • excellent uniform ductility, bendability, and crushing characteristics Also related to a method for manufacturing a high-strength steel sheet.
  • the impact energy absorbing member represented by the front side member and the rear side member is limited to the application of a steel plate having a tensile strength (TS) of less than 850 MPa. This is because the formability such as local ductility and bendability decreases as the strength increases, so that the impact energy cannot be sufficiently absorbed because it cracks in the bending crush test and the shaft crush test simulating the collision test. ..
  • TS tensile strength
  • Patent Document 1 describes a high-strength steel plate having a tensile strength of 1000 MPa or more and a total elongation (EL) of 30% or more, which has a very high ductility by utilizing a process-induced transformation of retained austenite.
  • Patent Document 2 describes an invention that realizes a high strength-ductility balance by performing heat treatment in a two-phase region of ferrite and austenite using high Mn steel.
  • the structure after hot rolling with high Mn steel is defined as a structure containing bainite and martensite, fine retained austenite is formed by annealing and tempering, and further, a structure containing tempered bainite or tempered martensite. An invention for improving local ductility is described.
  • Patent Document 4 describes a high-strength steel sheet, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet that have a maximum tensile strength (TS) of 780 MPa or more and can be applied to a shock absorbing member at the time of a collision.
  • TS maximum tensile strength
  • the high-strength steel sheet described in Patent Document 1 is produced by austenitizing a steel sheet containing C, Si, and Mn as basic components and then quenching it in a bainite transformation temperature range to maintain an isothermal temperature, that is, a so-called austenit treatment. .. Residual austenite is produced by the concentration of C in austenite by this austenite treatment.
  • Residual austenite is produced by the concentration of C in austenite by this austenite treatment.
  • the spot weldability decreases, and the decrease becomes remarkable especially when the content of C exceeds 0.3%.
  • Patent Document 1 mainly aims to improve the ductility of a high-strength steel sheet, bendability and crushing characteristics are not considered.
  • the invention described in Patent Document 2 has not examined the improvement of ductility, particularly uniform ductility, by Mn concentration in untransformed austenite, and there is room for improvement in moldability.
  • the steel sheet described in Patent Document 3 has a structure containing a large amount of bainite or martensite tempered at a high temperature, it is difficult to secure the strength, and the amount of retained austenite is limited in order to improve local ductility.
  • the high-strength steel sheet, the high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and the high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet described in Patent Document 4 have a residual austenite content of about 2%, and have low ductility, particularly uniform ductility. It is enough.
  • the present invention has been made in view of the above problems, has a yield elongation (YP-EL) of 1.0% or more, a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, and excellent uniform ductility and bendability. It is an object of the present invention to provide a high-strength steel plate having crushing properties, a collision absorbing member, and a method for manufacturing a high-strength steel plate.
  • YP-EL yield elongation
  • TS tensile strength
  • the present inventors have a yield elongation (YP-EL) of 1.0% or more, a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, and a high-strength steel plate having excellent uniform ductility, bendability, and crushing properties.
  • YP-EL yield elongation
  • TS tensile strength
  • high-strength steel plate having excellent uniform ductility, bendability, and crushing properties.
  • Mn is controlled to be 3.10% by mass or more and 6.00% by mass or less
  • the steel structure is 30.0% or more and less than 80.0% in terms of area ratio.
  • Martensite is 3.0% or more and 30.0% or less
  • retained austenite is 12.0% or more in volume ratio
  • the average crystal grain size of ferrite is 5.0 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size of retained austenite Is 2.0 ⁇ m or less
  • the value obtained by dividing the Mn content (mass%) in the retained austenite by the Mn content (mass%) in the steel is 1.50 or more, and the aspect in the retained austenite.
  • Retained austenite with a ratio of 3.0 or more is 15% or more of total retained austenite, and among retained austenite, retained austenite with an aspect ratio of less than 2.0 is 15% or more of total retained austenite, and is at 150 ° C.
  • the value obtained by dividing the volume ratio of retained austenite at the fractured part of the tensile test piece after the warm tensile test at 150 ° C. by the volume ratio of retained austenite before the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ b is 0.40 or more.
  • the yield elongation (YP-EL) was 1.0% or more
  • the tensile strength (TS) was 980 MPa or more
  • excellent uniform ductility, bendability and crushing characteristics were obtained. It was found that it is possible to obtain a high-strength steel plate and a collision absorbing member.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the component composition is, in mass%, C: 0.030% or more and 0.250% or less, Si: 2.00% or less, Mn: 3.10% or more and 6.00% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.0100% or less, Al: Contains 1.200% or less,
  • the rest consists of Fe and unavoidable impurities
  • the steel structure has ferrite of 30.0% or more and less than 80.0% in area ratio, martensite of 3.0% or more and 30.0% or less, volume ratio of retained austenite of 12.0% or more, and further.
  • the average crystal grain size of the ferrite is 5.0 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size of the retained austenite is 2.0 ⁇ m or less
  • the content (% by mass) of Mn in the retained austenite is the content of Mn in the steel.
  • V ⁇ b volume ratio of retained austenite before warm tensile test at ° C .: The value divided by V ⁇ b is 0.40 or more, yield elongation (YP-EL) is 1.0% or more, and tensile strength (TS) is 980 MPa.
  • YP-EL yield elongation
  • TS tensile strength
  • High-strength steel plate having the above. [2] In the high-strength steel sheet according to [1], the component composition is, in mass%, C: 0.030% or more and 0.250% or less.
  • Si 0.01% or more and 2.00% or less
  • Mn 3.10% or more and 6.00% or less
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • S 0.0001% or more and 0.0200% or less
  • N 0.0005% or more and 0.0100% or less
  • Al Contains 0.001% or more and 1.200% or less
  • the rest consists of Fe and unavoidable impurities
  • the steel structure has ferrite of 30.0% or more and less than 80.0% in area ratio, martensite of 3.0% or more and 30.0% or less, volume ratio of retained austenite of 12.0% or more, and further.
  • the average crystal grain size of the ferrite is 5.0 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size of the retained austenite is 2.0 ⁇ m or less
  • the content (% by mass) of Mn in the retained austenite is the content of Mn in the steel.
  • V ⁇ b volume ratio of retained austenite before warm tensile test at ° C .: The value divided by V ⁇ b is 0.40 or more, yield elongation (YP-EL) is 1.0% or more, and tensile strength (TS) is 980 MPa.
  • YP-EL yield elongation
  • TS tensile strength
  • High-strength steel plate having the above. [3] In the high-strength steel sheet according to [1] or [2], the component composition is further increased by mass% and Ti: 0.200% or less.
  • Nb 0.200% or less
  • V 0.500% or less
  • W 0.500% or less
  • B 0.0050% or less
  • Cr 1.000% or less
  • Mo 1.000% or less
  • Cu 1.000% or less
  • Sn 0.200% or less
  • Sb 0.200% or less
  • Ta 0.100% or less
  • Zr 0.0050% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • Mg 0.0050% or less
  • REM A high-strength steel sheet containing at least one element selected from 0.0050% or less, having a yield elongation (YP-EL) of 1.0% or more and a tensile strength (TS) of 980 MPa or more.
  • YP-EL yield elongation
  • TS tensile strength
  • the component composition is Ti: 0.002% or more and 0.200% or less in mass%.
  • Nb 0.005% or more and 0.200% or less
  • V 0.005% or more and 0.500% or less
  • W 0.0005% or more and 0.500% or less
  • B 0.0003% or more and 0.0050% or less
  • Cr 0.005% or more and 1.000% or less
  • Mo 0.005% or more and 1.000% or less
  • Sn 0.002% or more and 0.200% or less
  • Sb 0.002% or more and 0.200% or less
  • Ta 0.001% or more and 0.100% or less
  • Zr 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • Ca 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • Mg 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • REM A yield elongation
  • High-strength steel plate to have.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel is 0.50 mass ppm or less, and the yield elongation (YP-EL) is 1.0% or more.
  • the high-strength steel sheet according to any one of [1] to [5] has a zinc-plated layer on the surface of the steel sheet, has a yield elongation (YP-EL) of 1.0% or more, and has a tensile strength (TS).
  • the high-strength steel sheet according to any one of [1] to [5] has an aluminum-plated layer on the surface of the steel sheet, has a yield elongation (YP-EL) of 1.0% or more, and has a tensile strength (TS). ) Is a high-strength steel sheet having 980 MPa or more.
  • YP-EL yield elongation
  • TS tensile strength
  • a shock absorbing member having a shock absorbing portion that absorbs shock energy by bending and crushing and deforming, wherein the shock absorbing portion is from the high-strength steel sheet according to any one of [1] to [7]. Shock absorbing member.
  • a shock absorbing member having a shock absorbing portion that absorbs shock energy by crushing the shaft and deforming into a bellows shape, wherein the shock absorbing portion has the height according to any one of [1] to [7].
  • a shock absorbing member made of strong steel plate.
  • the temperature range is cooled at an average cooling rate of 5 ° C./hour or more and 200 ° C./hour or less, and then cold-rolled to obtain the obtained product.
  • the temperature of the cold-rolled steel sheet is raised in the temperature range from 400 ° C. to the Ac 1 transformation point at an average heating rate of 8 ° C./sec or more and 50 ° C./sec or less, and the temperature is raised above the Ac 1 transformation point (Ac 1 transformation point + 150 ° C.).
  • a method for manufacturing a high-strength steel sheet that is held for 20 seconds or more and 3600 seconds or less in the following temperature range.
  • a method for producing a high-strength steel sheet which is held for 2 seconds or more and 3600 seconds or less and subsequently subjected to hot-dip galvanizing treatment or electrozinc plating treatment.
  • a high-strength steel sheet having a yield elongation (YP-EL) of 1.0% or more, a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, and excellent uniform ductility, bendability, and crushing properties. And a collision absorbing member is obtained.
  • YP-EL yield elongation
  • TS tensile strength
  • C 0.030% or more and 0.250% or less
  • C is an element necessary for forming a low-temperature transformation phase such as martensite and increasing the tensile strength of the steel sheet. Further, C is an element effective for improving the stability of retained austenite and improving the ductility of the steel sheet, particularly the uniform ductility.
  • the C content is less than 0.030%, it is difficult to secure the desired martensite area ratio, and the desired tensile strength cannot be obtained. Further, it is difficult to secure a sufficient volume fraction of retained austenite, and good ductility, particularly good uniform ductility, cannot be obtained.
  • the content exceeds 0.250% and C is excessively contained, the area ratio of hard martensite becomes excessive, and not only the ductility of the steel sheet, particularly the uniform ductility, is lowered, but also martensite during various bending deformations. Increased microvoids at site grain boundaries. Further, the propagation of cracks progresses, and the bendability of the steel sheet decreases. Further, the welded portion and the heat-affected zone are remarkably hardened, and the mechanical properties of the welded portion are deteriorated, so that the spot weldability, the arc weldability, and the like are deteriorated. From this point of view, the C content is 0.030% or more and 0.250% or less. It is preferably 0.080% or more, and preferably 0.200% or less.
  • Si 2.00% or less Si is an element necessary to increase the tensile strength of a steel sheet by strengthening the solid solution of ferrite. Further, Si improves the work hardening ability of ferrite, and is therefore effective in ensuring good ductility, particularly good uniform ductility. If the Si content is less than 0.01%, the effect will be poor. Therefore, it is preferable to set the lower limit of the Si content to 0.01%. On the other hand, an excessive content of Si having a content of more than 2.00% causes deterioration of surface quality, and the volume fraction of retained austenite at the fractured portion of the tensile test piece after the warm tensile test at 150 ° C.
  • the Si content is set to 2.00% or less. It is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.10% or more. It is preferably 1.60% or less.
  • Mn 3.10% or more and 6.00% or less Mn is an extremely important additive element in the present invention.
  • Mn is an element that stabilizes retained austenite, is effective in ensuring good ductility, particularly uniform ductility, and is an element that increases the tensile strength of a steel sheet by solid solution strengthening. Such an action is observed when the Mn content is 3.10% or more.
  • an excessive content of Mn having a content of more than 6.00% causes deterioration of surface quality, and the volume fraction of retained austenite at the fractured portion of the tensile test piece after the warm tensile test at 150 ° C.
  • V ⁇ b The value obtained by dividing V ⁇ a by the volume fraction of retained austenite before the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ b cannot obtain a desired value, and good bendability and fracture characteristics cannot be obtained.
  • the Mn content is set to 3.10% or more and 6.00% or less. It is preferably 3.40% or more, and preferably 5.20% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that has a solid solution strengthening action and can be contained according to a desired tensile strength.
  • P is an element effective for composite organization in order to promote ferrite transformation.
  • the P content is preferably 0.001% or more.
  • the content of P is set to 0.100% or less. It is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.005% or more. It is preferably 0.050% or less.
  • S 0.0200% or less S segregates at the grain boundaries and embrittles the steel sheet during hot working, and also exists as sulfide to reduce the bendability of the steel sheet. Therefore, the content of S needs to be 0.0200% or less, preferably 0.0100% or less, and more preferably 0.0050% or less. The S content is preferably 0.0001% or more due to restrictions on production technology.
  • N 0.0100% or less
  • N is an element that deteriorates the aging resistance of the steel sheet.
  • the N content exceeds 0.0100%, the deterioration of aging resistance becomes remarkable.
  • Al 1.200% or less
  • Al is an element that expands the two-phase region of ferrite and austenite, reduces the annealing temperature dependence of mechanical properties, that is, is effective for material stability. If the Al content is less than 0.001%, the effect of adding the Al is poor, so the lower limit is preferably 0.001%.
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent and is effective for the cleanliness of the steel sheet, and is preferably contained in the deoxidizing step. However, a large amount of Al having a content of more than 1.200% increases the risk of steel fragment cracking during continuous casting and lowers manufacturability. From this point of view, the Al content is 1.200% or less. It is preferably 0.001% or more, more preferably 0.020% or more, and even more preferably 0.030% or more. It is preferably 1.000% or less, and more preferably 0.800% or less.
  • Ti 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.500% or less, W: 0.500% or less, B: 0.0050 in mass%. % Or less, Ni: 1.000% or less, Cr: 1.000% or less, Mo: 1.000% or less, Cu: 1.000% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less , Ta: 0.100% or less, Zr: 0.0050% or less, Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, REM: 0.0050% or less, at least one element selected from May be contained.
  • Ti 0.200% or less
  • Ti is effective for strengthening precipitation of steel sheets, and by improving the strength of ferrite, the hardness difference from the hard second phase (martensite or retained austenite) can be reduced, and good bendability. Can be secured.
  • the crystal grains of martensite and retained austenite are refined to obtain good bendability.
  • the content is preferably 0.002% or more.
  • the Ti content is 0.200% or less. It is preferably 0.002% or more, and more preferably 0.005% or more. It is preferably 0.100% or less.
  • Nb 0.200% or less
  • V 0.500% or less
  • W 0.500% or less
  • Nb, V, W are effective for precipitation strengthening of steel.
  • the difference in hardness from the hard second phase (martensite or retained austenite) can be reduced, and good bendability can be ensured.
  • the crystal grains of martensite and retained austenite are refined to obtain good bendability.
  • the content of each of Nb, W, and V is preferably 0.005% or more. However, when the content of Nb exceeds 0.200% and the contents of V and W each exceed 0.500%, the area ratio of hard martensite becomes excessive, and at the time of the bendability test, at the grain boundaries of martensite.
  • the content of Nb is 0.200% or less. It is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more. It is preferably 0.100% or less.
  • V and W are contained, the content of V and W is 0.500% or less. It is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more. It is preferably 0.100% or less.
  • B 0.0050% or less B suppresses the formation and growth of ferrite from the austenite grain boundaries, and improves the bendability of the steel sheet by the crystal grain refinement effect of each phase.
  • the content is preferably 0.0003% or more.
  • the B content exceeds 0.0050%, the ductility of the steel sheet decreases. Therefore, when B is contained, the content of B is 0.0050% or less. It is preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more. It is preferably 0.0030% or less.
  • Ni 1.000% or less
  • Ni is an element that stabilizes retained austenite, is effective in ensuring good ductility, particularly uniform ductility, and further increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening.
  • the content is preferably 0.005% or more.
  • the content exceeds 1.000%, the area ratio of hard martensite becomes excessive, microvoids at the grain boundaries of martensite increase during the bendability test, and further crack propagation progresses. This will reduce the bendability of the steel sheet. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is 1.000% or less.
  • the content is preferably 0.005% or more. However, if the content exceeds 1.000% and is excessively contained, the area ratio of hard martensite becomes excessive, microvoids at the grain boundaries of martensite increase during the bendability test, and further, cracks are formed. Propagation progresses, and the bendability of the steel sheet decreases. Therefore, when these elements are contained, the content is set to 1.000% or less.
  • Cu 1.000% or less
  • Cu is an element effective for strengthening a steel sheet, and can be contained as needed.
  • the content is preferably 0.005% or more.
  • the content exceeds 1.000%, the area ratio of hard martensite becomes excessive, microvoids at the grain boundaries of martensite increase during the bendability test, and further crack propagation occurs. It progresses and the bendability of the steel sheet decreases. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is 1.000% or less.
  • Sn 0.200% or less
  • Sb 0.200% or less
  • Sn and Sb are required from the viewpoint of suppressing decarburization of a region of about several tens of ⁇ m on the surface layer of the steel sheet caused by nitriding or oxidation of the surface of the steel sheet.
  • the content is preferably 0.002% or more.
  • the toughness of the steel sheet is lowered. Therefore, when these elements are contained, the content is set to 0.200% or less.
  • Ta 0.100% or less Ta, like Ti and Nb, produces alloy carbides and alloy carbonitrides and contributes to increasing the strength of steel.
  • Ta is partially dissolved in Nb carbides and Nb carbonitrides to form composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N), which significantly suppresses the coarsening of the precipitates. It is considered that there is an effect of stabilizing the contribution of the precipitation strengthening to the strength of the steel sheet.
  • the Ta content is preferably 0.001% or more. On the other hand, even if Ta is excessively contained, the effect of stabilizing the precipitate is saturated and the alloy cost also increases. Therefore, when Ta is contained, the Ta content is set to 0.100% or less.
  • Zr 0.0050% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • Mg 0.0050% or less
  • REM 0.0050% or less
  • the content of each is preferably 0.0005% or more.
  • an excessive content having a content of more than 0.0050% causes an increase in inclusions and the like, and causes surface and internal defects and the like. Therefore, when Zr, Ca, Mg and REM are contained, the content is set to 0.0050% or less, respectively.
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • Ferrite area ratio 30.0% or more and less than 80.0% Ferrite area ratio is 30.0% in order to ensure good ductility, especially good uniform ductility, and further to ensure good bendability. It is necessary to do the above. Further, in order to secure a tensile strength of 980 MPa or more, it is necessary to make the area ratio of the soft ferrite less than 80.0%.
  • the area ratio of ferrite is preferably 35.0% or more and 75.0% or less.
  • Area ratio of martensite 3.0% or more and 30.0% or less
  • the area ratio of martensite is preferably 5.0% or more, preferably 25.0% or less.
  • the area ratio of ferrite and martensite can be obtained by the following procedure. After polishing the sheet thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel sheet, 3 vol. Corroded with% nital, at a position of 1/4 of the plate thickness (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the surface of the steel plate), using an SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 2000 times. 10 visual fields are observed in the range of 60 ⁇ m ⁇ 45 ⁇ m. Using the obtained tissue image, the area ratio of each structure (ferrite, martensite) is calculated for 10 fields of view using Image-Pro of Media Cybernetics, and the values are averaged. Further, in the above-mentioned structure image, ferrite shows a gray structure (underlying structure) and martensite shows a white structure.
  • volume fraction of retained austenite 12.0% or more
  • the volume fraction of retained austenite is an extremely important constituent requirement in the present invention. In particular, in order to ensure good uniform ductility and further to ensure good bendability, it is necessary to set the volume fraction of retained austenite to 12.0%.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 14.0% or more.
  • the volume fraction of retained austenite can be obtained by the following procedure. By polishing the steel plate to 1/4 surface in the plate thickness direction (the surface corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) and measuring the diffracted X-ray intensity of this 1/4 surface. Ask. MoK ⁇ rays are used as incident X-rays, and the integral intensities of the peaks of the ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ planes of retained austenite are ferrite ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , and ⁇ 211 ⁇ . The intensity ratio of all 12 combinations to the integrated intensity of the surface peak can be calculated and calculated from the average value of these.
  • Average crystal grain size of ferrite 5.0 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size of ferrite is an extremely important constituent requirement in the present invention.
  • the miniaturization of ferrite crystal grains contributes to the development of yield elongation (YP-EL) and the improvement of the bendability of the steel sheet. Therefore, in order to secure a yield elongation (YP-EL) of 1.0% or more and good bendability, it is necessary to set the average crystal grain size of ferrite to 5.0 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of ferrite is preferably 4.0 ⁇ m or less.
  • Average crystal grain size of retained austenite 2.0 ⁇ m or less
  • the miniaturization of retained austenite crystal grains contributes to the improvement of the ductility of the steel sheet, especially the uniform ductility, by improving the stability of the retained austenite itself. Further, during the bendability test, crack propagation of work-induced martensite transformed from retained austenite due to bending deformation at the grain boundaries is suppressed, leading to improvement in the bendability of the steel sheet and improvement in bending crushing characteristics and axial crushing characteristics. Therefore, in order to secure good ductility, particularly uniform ductility, bendability, bending crushing property, and axial crushing property, it is necessary to set the average crystal grain size of retained austenite to 2.0 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of retained austenite is preferably 1.5 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of ferrite and retained austenite is determined by calculating the area of each of the ferrite grain and retained austenite grain using the above-mentioned Image-Pro, calculating the equivalent diameter of the circle, and averaging those values. be able to. Residual austenite and martensite were identified by Phase Map of EBSD (Electron Backscattered Diffraction).
  • the Mn content (mass%) in the retained austenite is Mn in the steel. It is an extremely important constituent requirement in the present invention that the value divided by the content (% by mass) of is 1.50 or more. In order to ensure good ductility, particularly uniform ductility, it is necessary to have a large volume fraction of stable retained austenite in which Mn is concentrated. Further, in the bending crush test and the shaft crush test at room temperature, in addition to heat generation due to high-speed deformation, some transformation heat generation from retained austenite to process-induced martensite also occurs, and the self-heat generation alone reaches 150 ° C. or higher.
  • austenite at 150 ° C. is less likely to be transformed into work-induced martensite, it is crushed without cracking until the late stage of bending crushing and axial crushing, and in particular, the steel sheet is crushed in a bellows shape without cracking in axial crushing. Therefore, high shock absorption energy can be obtained.
  • the volume fraction of retained austenite at the fractured portion of the tensile test piece after the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ a is divided by the volume fraction of retained austenite before the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ b. growing.
  • the value obtained by dividing the Mn content (mass%) in the retained austenite by the Mn content (mass%) in the steel is preferably 1.70 or more.
  • the content of Mn in the retained austenite is determined by using FE-EPMA (Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer) for each phase of the cross section in the rolling direction at the position of 1/4 of the plate thickness.
  • the distribution state of Mn to can be quantified and obtained from the average value of the Mn amount analysis results of 30 retained austenite grains and 30 ferrite grains.
  • retained austenite having an aspect ratio of 3.0 or more is 15% or more of total retained austenite, and among retained austenite, retained austenite having an aspect ratio of less than 2.0 is 15% of total retained austenite.
  • the retained austenite (lass-like retained austenite) having an aspect ratio of 3.0 or more among the retained austenite is 15% or more of the total retained austenite, so that ductility, particularly uniform ductility and various bendability, can be achieved. Improves bending and axial ductility.
  • the retained austenite (mass retained austenite) having an aspect ratio of less than 2.0 is 15% or more of the total retained austenite, so that in the bending crush test and the shaft crush test at room temperature, heat is generated due to high-speed deformation.
  • some transformation heat generation from retained austenite to process-induced martensite also occurs, and the temperature rises to 150 ° C. or higher only by self-heating. Since austenite at 150 ° C. is less likely to be transformed into work-induced martensite, it is crushed without cracking until the late stage of bending crushing and axial crushing, and in particular, the steel sheet is crushed in a bellows shape without cracking in axial crushing. Therefore, high shock absorption energy can be obtained.
  • the value obtained by dividing the volume fraction of retained austenite at the fractured part of the tensile test piece after the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ a by the volume fraction of retained austenite before the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ b is 0. 40 or more Divide the volume fraction of retained austenite at the fractured part of the tensile test piece after the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ a by the volume fraction of retained austenite before the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ b. It is an extremely important constituent requirement in the present invention that the value obtained is 0.40 or more.
  • the volume fraction of retained austenite at the fractured part of the tensile test piece after the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ a divided by the volume fraction of retained austenite before the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ b is 0.
  • the fractured portion of the tensile test piece after the warm tensile test at 150 ° C. is the plate thickness 1/4 cross-sectional position of the length of the tensile test piece (direction parallel to the rolling direction of the steel sheet), which is 0.1 mm from the fractured portion. It means that.
  • Amount of diffusible hydrogen in steel 0.50 mass ppm or less
  • the amount of diffusible hydrogen in steel is preferably 0.50 mass ppm or less.
  • the amount of diffusible hydrogen in steel is more preferably in the range of 0.30 mass ppm or less.
  • the method for calculating the amount of diffusible hydrogen in steel is as follows: a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm is collected from an annealed plate, the plating layer is ground and removed, and then the amount of diffusible hydrogen and diffusible hydrogen in steel are calculated. The emission peak was measured. The emission peak was measured by Thermal Desorption Analysis (TDS), and the heating rate was set to 200 ° C./hr.
  • TDS Thermal Desorption Analysis
  • the hydrogen detected at 300 ° C. or lower was defined as the amount of diffusible hydrogen in the steel.
  • the test piece used for calculating the amount of diffusible hydrogen in steel may be collected from a processed product such as an automobile part, an automobile body after assembly, or the like, and is not limited to an annealed plate.
  • the steel structure of the high-strength steel plate of the present invention may contain carbides such as tempered martensite, bainite, tempered bainite, and cementite in an area ratio of 8% or less. , The effect of the present invention is not impaired.
  • the high-strength steel sheet of the present invention may be provided with a zinc-plated layer or an aluminum-plated layer on the surface of the steel sheet.
  • the heating temperature of the steel slab is preferably within the temperature range of 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
  • the precipitates present in the heating stage of the steel slab exist as coarse precipitates in the finally obtained steel sheet and do not contribute to the strength of the steel. Therefore, the Ti and Nb-based precipitates precipitated during casting are regenerated. Need to dissolve. If the heating temperature of the steel slab is less than 1100 ° C., it is difficult to sufficiently dissolve the carbides, and there is a possibility that problems such as an increase in the risk of troubles during hot rolling due to an increase in rolling load may occur. Therefore, the heating temperature of the steel slab is preferably 1100 ° C. or higher.
  • the heating temperature of the steel slab is preferably 1100 ° C. or higher. ..
  • the heating temperature of the steel slab exceeds 1300 ° C., the scale loss increases as the amount of oxidation increases. Therefore, the heating temperature of the steel slab is preferably 1300 ° C. or lower. It is more preferably 1150 ° C. or higher, and more preferably 1250 ° C. or lower.
  • the steel slab is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macrosegregation, but it can also be manufactured by an ingot forming method, a thin slab casting method, or the like. Further, in addition to the conventional method of producing a steel slab, which is once cooled to room temperature and then heated again, the steel slab is not cooled to room temperature and is charged into a heating furnace as a hot piece, or a slight amount of heat is retained. Energy-saving processes such as direct rolling and direct rolling, which are rolled immediately afterwards, can also be applied without problems. Further, the steel slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions. When the heating temperature is low, it is preferable to heat the seat bar using a bar heater or the like before finish rolling from the viewpoint of preventing troubles during hot rolling.
  • Hot-rolled finish-rolled output side temperature The heated steel slab is hot-rolled by rough rolling and finish-rolling to become a hot-rolled steel sheet.
  • the temperature on the exit side of finish rolling exceeds 1000 ° C.
  • the amount of oxide (scale) produced increases sharply, the interface between the base iron and the oxide becomes rough, and the surface quality after pickling and cold rolling deteriorates. It may deteriorate.
  • the ductility and bendability of the steel sheet may be adversely affected.
  • the finish rolling output side temperature of hot rolling is preferably in the temperature range of 750 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower. It is more preferably 800 ° C. or higher, and more preferably 950 ° C. or lower.
  • Winding temperature after hot rolling When the winding temperature after hot rolling exceeds 750 ° C, the crystal grain size of ferrite in the hot-rolled steel sheet structure becomes large, and it is difficult to ensure good bendability of the final annealed sheet. There is a possibility of becoming. In addition, the surface quality of the final material may deteriorate.
  • the winding temperature after hot rolling is less than 300 ° C., the strength of the hot-rolled steel sheet increases, the rolling load in cold rolling increases, and the plate shape becomes defective, resulting in productivity. May decrease. Therefore, the winding temperature after hot rolling is preferably in the temperature range of 300 ° C. or higher and 750 ° C. or lower. It is more preferably 400 ° C. or higher, and more preferably 650 ° C. or lower.
  • rough-rolled steel sheets may be joined to each other during hot rolling to continuously perform finish rolling. Further, the rough-rolled steel sheet may be wound once. Further, in order to reduce the rolling load during hot rolling, part or all of the finish rolling may be lubricated rolling. Lubrication rolling is also effective from the viewpoint of homogenizing the shape and material of the steel sheet. The coefficient of friction during lubrication rolling is preferably in the range of 0.10 or more and 0.25 or less.
  • the hot-rolled steel sheet produced in this manner is pickled. Since pickling can remove oxides on the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion treatment and plating quality of the high-strength steel sheet of the final product. Further, the pickling may be performed once, or the pickling may be performed in a plurality of times.
  • Ductility especially uniform ductility and bendability, may be reduced. Further, the value obtained by dividing the volume fraction of retained austenite at the fractured portion of the tensile test piece after the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ a by the volume fraction of retained austenite before the warm tensile test at 150 ° C.: V ⁇ b. It may be difficult to secure it above 0.40. It is preferably (Ac 1 transformation point + 30 ° C.) or higher, and preferably (Ac 1 transformation point + 130 ° C.) or lower. The holding time is preferably 259,200 seconds or less. When held for more than 259,200 seconds, the concentration of Mn in austenite is saturated, which not only reduces the effect on ductility after final annealing, especially uniform ductility, but may also lead to cost increase. ..
  • Average cooling rate in the temperature range from 550 ° C to 400 ° C after heat treatment of hot-rolled steel sheet 5 ° C./hour or more and 200 ° C./hour or less Austenite coarsened by holding suppresses pearlite transformation when the average cooling rate in the temperature range from 550 ° C to 400 ° C exceeds 200 ° C / hour. Utilization of an appropriate amount of this pearlite results in fine ferrite and fine retained austenite by annealing after cold rolling, so that a yield elongation (YP-EL) of 1.0% or more can be secured, and various bendability and bending can be achieved. It is effective in ensuring crushing characteristics and shaft crushing characteristics.
  • YP-EL yield elongation
  • the average cooling rate in the temperature range from 550 ° C. to 400 ° C. after the annealing treatment of the hot-rolled steel sheet is set to 200 ° C./hour or less.
  • the average cooling rate in the temperature range from 550 ° C to 400 ° C after the annealing treatment of the hot-rolled steel sheet is defined as (550 ° C-400 ° C) / (time required for the temperature to drop from 550 ° C to 400 ° C). I asked.
  • the steel sheet heat-treated after the hot-rolling is subjected to pickling treatment according to a conventional method and cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet, if necessary.
  • the rolling reduction of cold rolling is preferably in the range of 20% or more and 85% or less. If the reduction rate is less than 20%, unrecrystallized ferrite remains, which may lead to a decrease in ductility of the steel sheet. On the other hand, if the rolling reduction ratio exceeds 85%, the load in cold rolling increases, and there is a possibility that plate passing trouble may occur.
  • the temperature is raised at a warm rate, the structure becomes coarse due to the excessive progress of recovery and recrystallization. Therefore, the crystal grain size of ferrite in the final structure becomes large, and it is difficult to develop yield elongation (YP-EL) and secure good bendability. Further, when the temperature is raised in the temperature range from 400 ° C.
  • First heat treatment for cold-rolled steel sheet Ac 1 transformation point or above (Ac 1 transformation point + 0.99 ° C.) when holding the following below temperature range at 1 transformation point Ac hold 20 seconds 3600 seconds or less temperature range and less than 20 seconds
  • the carbides formed during the temperature rise may remain undissolved, making it difficult to secure a sufficient volume ratio of martensite and retained austenite, and the tensile strength of the steel sheet may decrease.
  • the temperature is maintained in the temperature range below the Ac 1 transformation point, it is difficult to secure 15% or more of the total retained austenite in the retained austenite having an aspect ratio of less than 2.0 (lumpy retained austenite). Become.
  • the temperature range to be maintained is preferably at least the Ac 1 transformation point, and preferably at least (Ac 1 transformation point + 130 ° C.).
  • the average crystal grain size of ferrite and retained austenite becomes coarse, yield elongation (YP-EL) of 1.0% or more cannot be obtained, and good ductility, particularly uniform ductility, is obtained.
  • YP-EL yield elongation
  • Various malleability, bending crushing characteristics and shaft crushing characteristics may be difficult to secure. It is more preferably 50 seconds or more, and more preferably 1800 seconds or less.
  • the cold-rolled steel sheet After the first heat treatment of the cold-rolled steel sheet, cool it to room temperature. After cooling to room temperature, pickling treatment may be performed according to a conventional method, if necessary. Further, after the first heat treatment of the cold-rolled steel sheet, the cold-rolled steel sheet may be cooled to room temperature, and if necessary, the second heat treatment may be performed under the following conditions.
  • Second heat treatment for cold-rolled steel sheet Hold for 1800 seconds or more and 259,200 seconds or less in the temperature range of 50 ° C or more and 300 ° C or less
  • diffusible hydrogen in the steel is released from the steel sheet. Therefore, various bendability of the steel sheet may decrease.
  • the steel sheet is held in a temperature range of more than 300 ° C. or more than 259,200 seconds, decomposition of retained austenite does not provide sufficient volume fraction of retained austenite, and the ductility of the steel sheet, particularly uniform ductility, may decrease.
  • After the second heat treatment of the cold-rolled steel sheet it may be cooled to room temperature.
  • the second heat treatment on the cold-rolled steel sheet is performed after the plating treatment described later. More preferably, it is 70 ° C. or higher, and more preferably 200 ° C. or lower. Further, it is more preferably 3600 seconds or more, and more preferably 216000 seconds or less.
  • Plating treatment The cold-rolled plate obtained as described above is subjected to a plating treatment such as hot-dip galvanizing treatment, electrogalvanizing treatment, or hot-dip aluminum plating treatment to form a zinc plating layer or an aluminum plating layer on the surface of the steel plate.
  • a plating treatment such as hot-dip galvanizing treatment, electrogalvanizing treatment, or hot-dip aluminum plating treatment to form a zinc plating layer or an aluminum plating layer on the surface of the steel plate.
  • a high-strength steel plate to be provided can be obtained.
  • the "hot-dip galvanizing” shall also include alloyed hot-dip galvanizing.
  • the second heat treatment on the cold-rolled steel sheet may be performed as necessary after the plating treatment.
  • the annealed steel sheet is immersed in a hot-dip galvanizing bath in a temperature range of 440 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, hot-dip galvanized, and then gas-wiping or the like. , Adjust the amount of plating adhesion.
  • a hot-dip galvanizing bath it is preferable to use a hot-dip galvanizing bath in which the Al content is in the range of 0.08% or more and 0.18% or less.
  • the hot-dip galvanizing treatment is performed in a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower after the hot-dip galvanizing treatment.
  • the hot-dip galvanizing alloying treatment it is preferable to perform the hot-dip galvanizing alloying treatment in a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
  • the film thickness is preferably in the range of 5 ⁇ m to 15 ⁇ m, although not particularly limited.
  • the cold-rolled plate obtained by annealing the cold-rolled plate is immersed in an aluminum plating bath at 660 to 730 ° C., subjected to the hot-dip aluminum plating treatment, and then by gas wiping or the like. , Adjust the amount of plating adhesion.
  • steels suitable for the temperature range of the aluminum plating bath temperature of Ac 1 transformation point or more and Ac 1 transformation point + 100 ° C. or less are further ductile because the molten aluminum plating treatment produces finer and more stable retained austenite. In particular, it is possible to improve uniform ductility.
  • the heat treatment is performed before the heat treatment immediately before plating (for example, hot rolling winding).
  • the heat treatment immediately before plating for example, hot rolling winding
  • a pickling treatment between the heat treatment immediately before plating (third heat treatment) and the heat treatment immediately before it (second heat treatment) between the subsequent heat treatment and the first heat treatment it is finally good.
  • Plating quality can be obtained. This is because the presence of oxides on the surface immediately before the plating treatment is suppressed, and non-plating due to the oxides is suppressed.
  • easily oxidizing elements form oxides on the surface of the steel sheet and concentrate during the heat treatment
  • a layer lacking the easily oxidizing elements is formed on the surface of the steel sheet (immediately below the oxide) after the heat treatment. It is formed.
  • the oxide due to the easily oxidizing element is removed by the subsequent pickling treatment, a layer lacking the easily oxidizing element appears on the surface of the steel sheet, and the surface oxidation of the easily oxidizing element is suppressed during the subsequent third heat treatment.
  • the conditions of other manufacturing methods are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, it is preferable that the above annealing is performed by a continuous annealing facility. Further, a series of treatments such as annealing, hot-dip galvanizing, and alloying treatment of hot-dip galvanizing are preferably performed by CGL (Continuous Galvanizing Line), which is a hot-dip galvanizing line.
  • CGL Continuous Galvanizing Line
  • the above-mentioned "high-strength hot-dip galvanized steel sheet” can be skin-passed for the purpose of shape correction, surface roughness adjustment, and the like.
  • the rolling reduction of skin pass rolling is preferably 0.1% or more, and preferably 2.0% or less. If the reduction rate is less than 0.1%, the effect is small and it is difficult to control.
  • the skin pass rolling may be performed online or offline.
  • the skin pass of the desired reduction rate may be performed at one time, or may be performed in several times.
  • various coating treatments such as resin and oil coating can be applied.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can be used as a shock absorbing part of a shock absorbing member in an automobile. Specifically, a shock absorbing member having a shock absorbing part that absorbs shock energy by bending and crushing and deforming, and a shock absorbing part having a shock absorbing part that absorbs shock energy by crushing and deforming in a bellows shape.
  • the high-strength steel plate of the present invention can be used for the shock absorbing portion of the absorbing member.
  • the shock absorbing member having a shock absorbing portion made of the high-strength steel sheet of the present invention has a yield elongation (YP-EL) of 1.0% or more, a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, and excellent uniform ductility. It has bendability and crushing properties, and is excellent in shock absorption.
  • a zinc bath containing Al: 0.19% by mass was used for the hot-dip galvanized steel sheet (GI).
  • a zinc bath containing Al: 0.14% by mass was used, and the bath temperature was 465 ° C.
  • the amount of plating adhered was 45 g / m 2 per side (double-sided plating), and GA was adjusted so that the Fe concentration in the plating layer was within the range of 9% by mass or more and 12% by mass or less.
  • the bath temperature of the hot-dip aluminum-plated bath for the hot-dip aluminum-plated steel sheet was set to 680 ° C.
  • the steel structure, tensile properties, bendability, bending crushing properties and axial crushing properties of the obtained steel sheet were evaluated.
  • the steel structure of the steel sheet was determined by observing by the method described above.
  • the tensile properties were obtained by the following method.
  • the tensile test at room temperature was performed in accordance with JIS Z 2241 (2011) using JIS No. 5 test pieces from which samples were taken so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and TS at room temperature was performed.
  • TS room temperature
  • EL total elongation
  • YP-EL yield elongation
  • EL uniform elongation
  • ⁇ TS is 980 MPa or more and less than 1180 MPa> YP-EL ⁇ 1.0%, EL ⁇ 22%, U.S.A.
  • EL ⁇ 18% ⁇ TS is 1180 MPa or more> YP-EL ⁇ 1.0%, EL ⁇ 18%, U.S.A. EL ⁇ 14%
  • the warm tensile test at 150 ° C. was performed in accordance with JIS G 0567 (2012) using a JIS No. 5 test piece in which a sample was taken so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet. It was.
  • V ⁇ a and V ⁇ b are both X-ray diffraction.
  • a hydraulic bending tester is used to change the thickness of the spacer sandwiched between them, the stroke speed is 20 mm / min (low speed) and 1500 mm / min (high speed), the pressing load is 10 tons, and the pressing time.
  • the thickness of the spacer was changed at a pitch of 0.5 mm so that the spacer plate thickness was the limit of cracking so that cracks of 0.5 mm or more did not occur along the bending ridge line. It was judged that the spacer plate thickness at the crack limit was 5.0 mm or less as good.
  • Handkerchief bending was performed as a material test to evaluate quadruple bending cracks.
  • a test piece having a size of 60 mmC ⁇ 100 mmL with all end faces finished by grinding was used.
  • a close contact bending process was performed on the test piece after the U bending process.
  • the close contact bending process uses a hydraulic bending tester, a spacer thickness of 5 mm that does not cause cracks in any of the test materials, a stroke speed of 1500 mm / min, a pressing load of 10 tons, and a pressing time.
  • a hydraulic bending tester a spacer thickness of 5 mm that does not cause cracks in any of the test materials
  • a stroke speed of 1500 mm / min a pressing load of 10 tons
  • a pressing time was carried out for 3 seconds so that the bending ridge line of the test piece after the U-bending process and the pressing direction were perpendicular to each other.
  • the obtained sample after the close-contact bending process of the two folds was rotated by 90 °, and the bending radius of the punch: R was changed using a hydraulic bending tester.
  • the stroke speed is 1500 mm / min, which is a relatively high speed, and the bending ridge line is bent in the longitudinal C direction (bending ridge line length: 50 mmL). It was carried out so as to become.
  • the crack limit R / t (t: plate thickness) at which cracks of 0.5 mm or more do not occur inside / outside the bending apex is evaluated, and R / t ⁇ 5.0 is set. It was judged to be good.
  • the test piece As a material test for evaluating bending cracks at the ridgeline, the test piece was rotated by 90 ° after V-bending, and U-bending was performed. As the test piece, a test piece having a size of 75 mmC ⁇ 55 mmL with all end faces finished by grinding was used.
  • the bending angle of the punch is 90 °
  • the stroke speed of the punch is 20 mm / It was pushed in minutes
  • the pressing load was 10 tons
  • the pressing time was 3 seconds
  • bending in the longitudinal L direction (bending edge length: 75 mmC) was performed.
  • the test piece after the V-bending process was flattened by the bend-back process.
  • the U-bending process was performed so that the bending ridge line of the V-bending process and the ridge line of the U-bending process were 90 °.
  • the bending radius of the punch is changed using a hydraulic bending tester, and the stroke speed is 1500 mm / min, which is a relatively high speed, and bending in the longitudinal C direction (bending ridge length: 55 mmL). Carried out.
  • the evaluation of the ridge bending crack was carried out by two types of bending tests, a mountain bending test and a valley bending test.
  • mountain bending test the apex side of the V-bending process performed earlier and the apex side of the 90 ° rotating U-bending process performed later are the same, and the bending ridge line position exists on the outside of the 90 ° rotating U-bending test piece.
  • valley bending test the apex side of the V-bending process performed earlier and the apex side of the 90 ° rotating U-bending process performed later are different, and the bending ridge line positions exist inside and outside the 90 ° rotating U-bending test piece, respectively.
  • the crack limit R / t of the two types of bending tests was determined. If the R / t values are the same, the R / t is used as the evaluation result of the ridge bending crack, and if the R / t values are different, the R / t having the larger value is used as the evaluation result of the ridge bending crack. ..
  • the crack limit R / t at which cracks of 0.5 mm or more did not occur was evaluated, and R / t ⁇ 5.0 was judged to be good.
  • the crushing characteristics were determined by carrying out the bending crushing test shown below and determining the deformation condition. It was formed into a hat-shaped cross-sectional shape by bending, and the same type of steel plate was used as a back plate and joined by spot welding. Next, a weight of 100 kgf was collided in the width direction at a speed equivalent to 36 km / h and crushed. After that, the deformation state of the member was visually observed, and the case where the member was crushed without cracking was judged as ⁇ , and the case where the crack occurred was judged as x. Regarding the crushing characteristics, the shaft crushing test shown below was carried out, and the deformation form was judged.
  • All of the steel sheets of the present invention had a TS of 980 MPa or more, and were also excellent in excellent uniform ductility, bendability, and crushing characteristics.
  • TS, EL, YP-EL, U.S.A The characteristics of EL, various bendability, and crushing form are inferior.

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Abstract

降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有した高強度鋼板および衝突吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。　所定の成分組成を有し、鋼組織は、面積率で、フェライトが３０．０％以上８０．０％未満、マルテンサイトが３．０％以上３０．０％以下、体積率で残留オーステナイトが１２．０％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの含有量（質量％）を鋼中のＭｎの含有量（質量％）で除した値が１．５０以上であり、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上である、降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。

Description

高強度鋼板および衝撃吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法
　本発明は、自動車分野で使用される衝撃エネルギー吸収部材への適用に好適な高強度鋼板および衝突吸収部材に関する。特に、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有した高強度鋼板および衝突吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法に関する。
　近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化によって車体材料の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。一方、自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求もより一層高くなっており、鋼板の高強度化だけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝撃特性（圧壊特性）に優れた鋼板およびその部材の開発も望まれている。
　しかしながら、フロントサイドメンバーやリアサイドメンバーに代表される衝撃エネルギー吸収部材は、引張強さ（ＴＳ）が８５０ＭＰａ未満の鋼板の適用に留まっている。これは、高強度化に伴い、局部延性や曲げ性などの成形性が低下するため、衝突試験を模擬する曲げ圧壊試験や軸圧壊試験で割れてしまい、衝撃エネルギーを十分に吸収できないためである。
　ここで、高強度かつ高延性の鋼板として、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した高強度鋼板が提案されている。この高強度鋼板は、残留オーステナイトを有した組織を呈し、成形時には残留オーステナイトによって成形が容易であり、かつ成形後には残留オーステナイトがマルテンサイトに変態するため、高強度を備えたものになる。例えば、特許文献１には、引張強さが１０００ＭＰａ以上で、全伸び（ＥＬ）が３０％以上の残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した非常に高い延性を有する高強度鋼板が記載されている。また、特許文献２には、高Ｍｎ鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理を施すことによって、高い強度－延性バランスを実現する発明が記載されている。また、特許文献３には、高Ｍｎ鋼で熱間圧延後組織をベイナイトやマルテンサイトを含む組織とし、焼鈍と焼戻しによって微細な残留オーステナイトを形成させ、さらに、焼戻しベイナイトもしくは焼戻しマルテンサイトを含む組織とすることで局部延性を改善する発明が記載されている。さらに、特許文献４には、最大引張強度（ＴＳ）７８０ＭＰａ以上で衝突時の衝撃吸収部材に適用可能な高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
特開昭６１－１５７６２５号公報 特開平１－２５９１２０号公報 特開２００３－１３８３４５号公報 特開２０１５－７８３９４号公報
　特許文献１に記載の高強度鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後に、ベイナイト変態温度域内に焼入れて等温保持する、いわゆるオーステンパー処理を行うことによって製造される。このオーステンパー処理によるオーステナイトへのＣの濃化によって残留オーステナイトが生成される。ここで、多量の残留オーステナイトを得るためには含有量が０．３％を超える多量のＣ添加が必要となる。しかしながら、鋼中のＣ量が多くなるとスポット溶接性が低下し、特に含有量が０．３％を超えるようなＣ量ではその低下が顕著になる。このため、特許文献１に記載の高強度鋼板を自動車用鋼板として実用化することは困難である。また、特許文献１に記載の発明は、高強度鋼板の延性を向上させることを主目的としているため、曲げ性および圧壊特性については考慮していない。また、特許文献２に記載の発明は、未変態オーステナイト中へのＭｎ濃化による延性、とくに均一延性の向上は検討しておらず、成形性に改善の余地がある。また、特許文献３に記載の鋼板は、高温で焼戻されたベイナイトもしくはマルテンサイトを多く含む組織であるため、強度確保が難しく、また、局部延性を改善するために残留オーステナイト量が制限されて、全伸びも不十分である。さらに、特許文献４に記載の高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、残留オーステナイト量が２％程度であり、延性、特に、均一延性が低く不十分である。
　本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有した高強度鋼板および衝突吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有した高強度鋼板および衝突吸収部材を得るため、鋼板の成分組成および組織制御の観点から鋭意研究を重ねたところ、以下のことを知見した。
　すなわち、所定の成分組成を有し、特にＭｎを３．１０質量％以上６．００質量％以下に制御するとともに、鋼組織を、面積率で、フェライトが３０．０％以上８０．０％未満、マルテンサイトが３．０％以上３０．０％以下、体積率で残留オーステナイトが１２．０％以上であり、さらに、フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、残留オーステナイト中のＭｎの含有量（質量％）を鋼中のＭｎの含有量（質量％）で除した値が１．５０以上であり、残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイが全残留オーステナイトの１５％以上であり、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上となるように制御することにより、降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有した高強度鋼板および衝突吸収部材を得ることが可能となることがわかった。
　本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：３．１０％以上６．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ａｌ：１．２００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、面積率で、フェライトが３０．０％以上８０．０％未満、マルテンサイトが３.０％以上３０.０％以下、体積率で残留オーステナイトが１２．０％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの含有量(質量％)を鋼中のＭｎの含有量(質量％)で除した値が１．５０以上であり、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［２］［１］に記載の高強度鋼板において、成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：３．１０％以上６．００％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％以上１．２００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、面積率で、フェライトが３０．０％以上８０．０％未満、マルテンサイトが３.０％以上３０.０％以下、体積率で残留オーステナイトが１２．０％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの含有量(質量％)を鋼中のＭｎの含有量(質量％)で除した値が１．５０以上であり、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の高強度鋼板において、成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．５００％以下、
Ｗ:０．５００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ:０．２００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［４］［３］に記載の高強度鋼板において、成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、
Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、
Ｗ:０．０００５％以上０．５００％以下、
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、
Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、
Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、
Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、
Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、
Ｓｂ:０．００２％以上０．２００％以下、
Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｚｒ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［５］［１］～［４］のいずれかに記載の高強度鋼板において、鋼中拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［６］［１］～［５］のいずれかに記載の高強度鋼板が、鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［７］［１］～［５］のいずれかに記載の高強度鋼板が、鋼板の表面にアルミニウムめっき層を有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［８］曲げ圧壊して変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材であって、前記衝撃吸収部が［１］～［７］のいずれかに記載の高強度鋼板からなる衝撃吸収部材。
［９］軸圧壊して蛇腹状に変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材であって、前記衝撃吸収部が［１］～［７］のいずれかに記載の高強度鋼板からなる衝撃吸収部材。
［１０］［１］～［４］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。
［１１］［６］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持し、引き続き溶融亜鉛めっき処理もしくは電気亜鉛めっき処理を施す高強度鋼板の製造方法。
［１２］［７］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持し、引き続き溶融アルミニウムめっき処理を施す高強度鋼板の製造方法。
［１３］前記Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持後、引き続き５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持する［１０］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１４］前記めっき処理後、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持する［１１］または［１２］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）が１．０％以上、９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有した高強度鋼板および衝突吸収部材が得られる。
　以下、本発明の高強度鋼板および衝突吸収部材について説明する。
　まず、本発明の高強度鋼板における、鋼の成分組成を限定した理由について説明する。
　Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下
　Ｃは、マルテンサイト等の低温変態相を生成させて、鋼板の引張強さを上昇させるために必要な元素である。また、Ｃは、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼板の延性、特に、均一延性を向上させるのに有効な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満である場合、所望のマルテンサイトの面積率を確保することが難しく、所望の引張強さが得られない。また、十分な残留オーステナイトの体積率を確保することが難しく、良好な延性、特に、良好な均一延性が得られない。一方、含有量０．２５０％を超えてＣを過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、鋼板の延性、特に、均一延性が低下するだけでなく、各種曲げ変形時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性やアーク溶接性等が劣化する。こうした観点から、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．２５０％以下とする。好ましくは０．０８０％以上であり、好ましくは０．２００％以下とする。
　Ｓｉ：２．００％以下
　Ｓｉは、フェライトの固溶強化によって鋼板の引張強さを上昇させるために必要な元素である。また、Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性、特に、良好な均一延性の確保に有効である。Ｓｉの含有量が０．０１％に満たないとその効果が乏しくなるため、Ｓｉの含有量の下限を０．０１％とすることが好ましい。一方、含有量が２．００％を超えるＳｉの過剰な含有は、表面品質の低下を引き起こし、また、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が所望の値を得られず、良好な曲げ性および圧壊特性が得られない。そのため、Ｓｉの含有量は、２．００％以下とする。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。好ましくは１．６０％以下とする。
　Ｍｎ：３．１０％以上６．００％以下
　Ｍｎは、本発明において極めて重要な添加元素である。Ｍｎは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性、特に、均一延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化によって鋼板の引張強さを上昇させる元素である。このような作用は、Ｍｎの含有量が３．１０％以上で認められる。一方、含有量が６．００％超のＭｎの過剰な含有は、表面品質の低下を引き起こし、また、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が所望の値を得られず、良好な曲げ性および圧壊特性が得られない。こうした観点から、Ｍｎの含有量は、３．１０％以上６．００％以下とする。好ましくは３．４０％以上であり、好ましくは５．２０％以下とする。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の引張強さに応じて含有できる元素である。また、Ｐは、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、溶融亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、溶融亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。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。好ましくは０．０５０％以下とする。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼板を脆化させるとともに、硫化物として存在して鋼板の曲げ性を低下させる。そのため、Ｓの含有量は、０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする必要がある。生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上にすることが好ましい。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、鋼板の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。Ｎの含有量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上にすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は、０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。好ましくは０．００７０％以下とする。
　Ａｌ：１．２００％以下
　Ａｌは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、機械的特性の焼鈍温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。Ａｌの含有量が０．００１％に満たないとその添加効果に乏しくなるので、下限を０．００１％とすることが好ましい。また、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で含有させることが好ましい。しかしながら、含有量が１．２００％を超えるＡｌの多量の含有は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる．こうした観点から、Ａｌの含有量は、１．２００％以下とする。好ましくは０．００１％以上であり、より好しくは０．０２０％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。好ましくは１．０００％以下であり、より好ましくは０．８００％以下とする。
　また、上記の成分に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。
　Ｔｉ：０．２００％以下
　Ｔｉは、鋼板の析出強化に有効であり、フェライトの強度を向上させることで硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な曲げ性を確保可能である。また、マルテンサイトや残留オーステナイトの結晶粒を微細化し、良好な曲げ性が得られる。その効果を得るために、０．００２％以上の含有量が好ましい。しかしながら、含有量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、各種曲げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉの含有量は、０．２００％以下とする。好ましくは、０．００２％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。好ましくは０．１００％以下とする。
　Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下
　Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、鋼の析出強化に有効である。また、フェライトの強度を向上させることで硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な曲げ性を確保可能である。また、マルテンサイトや残留オーステナイトの結晶粒を微細化し、良好な曲げ性が得られる。これらの効果を得るために、Ｎｂ、Ｗ、Ｖいずれも０．００５％以上の含有量が好ましい。しかしながら、Ｎｂは含有量０．２００％、Ｖ、Ｗは含有量がそれぞれ０．５００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂの含有量は０．２００％以下とする。好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。好ましくは０．１００％以下とする。また、Ｖ、Ｗを含有する場合は、Ｖ、Ｗの含有量はいずれも０．５００％以下とする。好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。好ましくは０．１００％以下とする。
　Ｂ：０．００５０％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制し、各相の結晶粒微細化効果によって鋼板の曲げ性を向上させる。その効果を得るため、０．０００３％以上の含有量が好ましい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると鋼板の延性が低下する。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂの含有量は、０．００５０％以下とする。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。好ましくは０．００３０％以下とする。
　Ｎｉ：１．０００％以下
　Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性、特に、均一延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化によって鋼板の強度を上昇させる元素である。その効果を得るため、０．００５％以上の含有量が好ましい。一方、含有量が１．０００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉの含有量は、１．０００％以下とする。
　Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下
　Ｃｒ、Ｍｏは、鋼板の強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので必要に応じて含有することができる。その効果を得るため、含有量がそれぞれ０．００５％以上が好ましい。しかしながら、含有量１．０００％を超えて過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、これらの元素を含有する場合には、含有量はそれぞれ１．０００％以下とする。
　Ｃｕ：１．０００％以下
　Ｃｕは、鋼板の強化に有効な元素であり、必要に応じて含有することができる。その効果を得るため、０．００５％以上の含有量が好ましい。一方、含有量１．０００％を超えて含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕの含有量は１．０００％以下とする。
　Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下
　ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて含有することができる。窒化や酸化を抑制することにより、鋼板表面においてマルテンサイトの面積率が減少することを抑制できるので、鋼の強度や材質安定性の確保に有効である。この効果を得るため、含有量はそれぞれ０．００２％以上とすることが好ましい。一方で、これらいずれの元素についても、含有量０．２００％を超えて過剰に添加すると鋼板の靭性の低下を招く。したがって、これらの元素を含有する場合には、含有量はそれぞれ０．２００％以下とする。
　Ｔａ：０．１００％以下
　Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して鋼の高強度化に寄与する。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による鋼板の強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。前述の析出物安定化の効果を得るため、Ｔａの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方で、Ｔａを過剰に含有しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。したがって、Ｔａを含有する場合には、Ｔａの含有量は０．１００％以下とする。
　Ｚｒ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下
　Ｚｒ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、鋼板の曲げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．０００５％以上の含有量が好ましい。しかしながら、それぞれ含有量が０．００５０％を超える過剰な含有は、介在物等の増加を引き起こし、表面および内部欠陥等を引き起こす。したがって、Ｚｒ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合は、含有量はそれぞれ０．００５０％以下とする。
　なお、残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
　次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
　フェライトの面積率：３０．０％以上８０．０％未満
　良好な延性、特に、良好な均一延性を確保するため、さらに、良好な曲げ性を確保するため、フェライトの面積率を３０．０％以上にする必要がある。また、９８０ＭＰａ以上の引張強さを確保するため、軟質なフェライトの面積率を８０．０％未満にする必要がある。フェライトの面積率は、好ましくは３５．０％以上７５．０％以下である。
　マルテンサイトの面積率：３．０％以上３０．０％以下
　９８０ＭＰａ以上の引張強さを確保するため、硬質なマルテンサイトの面積率を３．０％以上にする必要がある。また、良好な延性、特に、良好な均一延性を確保するため、さらに、良好な曲げ性を確保するため、硬質なマルテンサイトの面積率を３０．０％以下にする必要がある。マルテンサイトの面積率は、好ましくは５．０％以上であり、好ましくは２５．０％以下である。
　なお、フェライト、マルテンサイトの面積率は、以下の手順で求めることができる。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４の位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で、６０μｍ×４５μｍの範囲の視野を１０視野観察する。得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織（フェライト、マルテンサイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求める。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、マルテンサイトは白色の組織を示している。
　残留オーステナイトの体積率：１２．０％以上
　残留オーステナイトの体積率は、本発明において極めて重要な構成要件である。特に、良好な均一延性を確保するため、さらに、良好な曲げ性を確保するため、残留オーステナイトの体積率を１２．０％にする必要がある。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは１４．０％以上である。
　なお、残留オーステナイトの体積率は、以下の手順で求めることができる。鋼板を板厚方向の１／４面（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する面）まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度を測定することにより求める。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイトの｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面のピークの積分強度の、フェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度に対する、１２通り全ての組み合わせの強度比を算出し、これらの平均値により求めることができる。
　フェライトの平均結晶粒径：５．０μｍ以下
　フェライトの平均結晶粒径は、本発明において極めて重要な構成要件である。フェライト結晶粒の微細化は、降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）の発現と、鋼板の曲げ性の向上に寄与する。そのため、１．０％以上の降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）と良好な曲げ性を確保するため、フェライトの平均結晶粒径を５．０μｍ以下にする必要がある。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは４．０μｍ以下である。
　残留オーステナイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下
　残留オーステナイト結晶粒の微細化は、残留オーステナイト自身の安定性向上により、鋼板の延性、特に、均一延性の向上に寄与する。さらに、曲げ性試験時に、曲げ変形により残留オーステナイトから変態した加工誘起マルテンサイトの結晶粒界での亀裂伝播を抑制し、鋼板の曲げ性の向上や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の向上に繋がる。そのため、良好な延性、特に、均一延性、曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を２．０μｍ以下にする必要がある。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、好ましくは１．５μｍ以下である。
　なお、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、フェライト粒および残留オーステナイト粒の各々の面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めることができる。残留オーステナイトとマルテンサイトは、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）のＰｈａｓｅ　Ｍａｐにより識別した。
　残留オーステナイト中のＭｎの含有量（質量％）を鋼中のＭｎの含有量（質量％）で除した値：１．５０以上
　残留オーステナイト中のＭｎの含有量（質量％）を鋼中のＭｎの含有量（質量％）で除した値が１．５０以上であることは、本発明において極めて重要な構成要件である。良好な延性、特に、均一延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトの体積率が多い必要がある。また、室温での曲げ圧壊試験や軸圧壊試験では、高速変形による発熱に加え、一部、残留オーステナイトから加工誘起マルテンサイトへの変態発熱も生じ、自己発熱だけで１５０℃以上となる。１５０℃でのオーステナイトは加工誘起マルテンサイトへ変態し難くなるため、曲げ圧壊および軸圧壊の変形後期まで割れずに潰れ、特に、軸圧壊では鋼板は割れずに蛇腹状に潰れる。このため、高い衝撃吸収エネルギーが得られる。また、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値も大きくなる。残留オーステナイト中のＭｎの含有量（質量％）を鋼中のＭｎの含有量（質量％）で除した値は、好ましくは１．７０以上である。なお、残留オーステナイト中のＭｎの含有量は、ＦＥ－ＥＰＭＡ（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ；電界放出型電子プローブマイクロアナライザ）を用いて、板厚１／４の位置における圧延方向断面の各相へのＭｎの分布状態を定量化し、３０個の残留オーステナイト粒および３０個のフェライト粒のＭｎ量分析結果の平均値により求めることができる。
　残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上
　本発明では、残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイト（ラス状残留オーステナイト）が全残留オーステナイトの１５％以上であることにより、延性、特に、均一延性ならびに各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性を向上させる。残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト（塊状残留オーステナイト）が全残留オーステナイトの１５％以上であることにより、室温での曲げ圧壊試験や軸圧壊試験では、高速変形による発熱に加え、一部、残留オーステナイトから加工誘起マルテンサイトへの変態発熱も生じ、自己発熱だけで１５０℃以上となる。１５０℃でのオーステナイトは加工誘起マルテンサイトへ変態し難くなるため、曲げ圧壊および軸圧壊の変形後期まで割れずに潰れ、特に、軸圧壊では鋼板は割れずに蛇腹状に潰れる。このため、高い衝撃吸収エネルギーが得られる。
　１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上であること
　１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上であることは、本発明において極めて重要な構成要件である。１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値を０．４０以上とすることにより、１５０℃での温間引張試験を施した場合、オーステナイトは加工誘起マルテンサイトへ変態し難くなる。このため、曲げ圧壊および軸圧壊の変形後期まで鋼板は割れずに潰れ、特に、軸圧壊では鋼板は割れずに蛇腹状に潰れ、高い衝撃吸収エネルギーが得られる。そのため、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上とする。好ましい値は、０．５０以上である。なお、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部は、破断部から０．１ｍｍ入った引張試験片長手（鋼板の圧延方向に平行な方向）の板厚１／４断面位置のことをいう。
　鋼中拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下
　良好な曲げ性を確保するためには、鋼中拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下であることが好ましい。鋼中拡散性水素量は、より好ましくは０．３０質量ｐｐｍ以下の範囲内である。また、鋼中拡散性水素量の算出方法は、焼鈍板より長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、めっき層を研削除去後、鋼中の拡散性水素量および拡散性水素の放出ピークを測定した。放出ピークは昇温脱離分析法（Ｔｈｅｒｍａｌ　Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ；ＴＤＳ）で測定し、昇温速度は２００℃／ｈｒとした。なお、３００℃以下で検出された水素を鋼中拡散性水素量とした。また、鋼中拡散性水素量算出に用いる試験片は、自動車部品など加工後の製品、組み立て後の自動車車体などから採取してもかまわず、焼鈍板に限定されない。
　本発明の高強度鋼板の鋼組織には、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト以外に、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、セメンタイト等の炭化物が、面積率で８％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
　本発明の高強度鋼板は、鋼板の表面に亜鉛めっき層やアルミニウムめっき層を備えてもよい。
　次に、本発明の高強度鋼板の製造条件について説明する。
　鋼スラブの加熱温度
　特に限定はしないが、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下の温度域内にすることが好ましい。鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、鋼の強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させる必要がある。鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な固溶が困難であり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する等の問題が生じる可能性がある。そのため、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にすることが好ましい。また、スラブ表層の気泡、偏析等の欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にすることが好ましい。一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大するため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にすることが好ましい。より好ましくは１１５０℃以上であり、より好ましくは１２５０℃以下である。
　鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法等により製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延や直接圧延等の省エネルギープロセスも問題なく適用できる。また、鋼スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされる。加熱温度が低い場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーター等を用いてシートバーを加熱することが好ましい。
　熱間圧延の仕上げ圧延出側温度
　加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延によって熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する可能性がある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残り等が一部に存在すると、鋼板の延性や曲げ性に悪影響を及ぼす可能性がある。一方、仕上げ圧延出側温度が７５０℃未満である場合、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなり、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性（材質安定性）が損なわれる可能性がある。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は、７５０℃以上１０００℃以下の温度域内にすることが好ましい。より好ましくは８００℃以上であり、より好ましくは９５０℃以下である。
　熱間圧延後の巻き取り温度
　熱間圧延後の巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延鋼板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、最終焼鈍板の良好な曲げ性の確保が困難となる可能性がある。また、最終材の表面品質が低下する可能性がある。一方、熱間圧延後の巻き取り温度が３００℃未満である場合、熱延鋼板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する可能性がある。したがって、熱間圧延後の巻き取り温度は、３００℃以上７５０℃以下の温度域内にすることが好ましい。より好ましくは４００℃以上であり、より好ましくは６５０℃以下である。
　なお、熱延時に粗圧延鋼板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延鋼板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状および材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲内とすることが好ましい。このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
　酸洗後、熱延鋼板に対して以下の条件で熱処理を施す。
　熱延鋼板に対する熱処理：Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持
　Ａｃ１変態点未満の温度域、（Ａｃ１変態点＋１５０℃）を超える温度域、および２１６００秒以下で保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が十分に進行せず、最終焼鈍後に十分な残留オーステナイトの体積率の確保や、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下とすることや、残留オーステナイト中のＭｎの含有量（質量％）を鋼中のＭｎの含有量（質量％）で除した値が１．５０以上とすることが困難となり、鋼板の延性、特に、均一延性や曲げ性が低下する可能性がある。また、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値を０．４０以上に確保し難くなる可能性がある。好ましくは（Ａｃ１変態点＋３０℃）以上であり、好ましくは（Ａｃ１変態点＋１３０℃）以下にする。また、保持時間は２５９２００秒以下が好ましい。２５９２００秒を超えて保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が飽和し、最終焼鈍後の延性、特に、均一延性への効き代が小さくなるだけでなく、コストアップにつながる可能性がある。
　熱延鋼板に対する熱処理後の５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度：５℃／時間以上２００℃／時間以下
　熱延鋼板の焼鈍処理中にＭｎが濃化したオーステナイトにおいても、長時間保持により粗大化したオーステナイトは５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度が２００℃／時間超の場合、パーライト変態を抑制してしまう。このパーライトの適量の活用は、冷間圧延後の焼鈍処理で微細なフェライトおよび微細な残留オーステナイトになるため、１．０％以上の降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）の確保や、各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の確保に有効である。また、このパーライトの適量の活用により、最終組織の残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイト（ラス状残留オーステナイト）が全残留オーステナイトの１５％以上の確保が容易となるため、延性、特に、均一延性ならびに各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性を向上させる。したがって、熱延鋼板の焼鈍処理後の５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度は２００℃／時間以下とする。一方、５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度が５℃／時間未満の場合、最終焼鈍後に十分な残留オーステナイトの体積率の確保が困難、またフェライトおよび残留オーステナイトの結晶粒径が大きくなり、１．０％以上の降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）の確保が難しい。その結果、良好な延性、特に、良好な均一延性、各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の確保が困難になる可能性がある。好ましくは１０℃／時間以上であり、好ましくは１７０℃／時間以下である。なお、熱延鋼板の焼鈍処理後の５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度は、（５５０℃－４００℃）／（５５０℃から４００℃まで温度降下するのに要した時間、として求めた。
　上記熱間圧延後、熱処理した鋼板は、必要に応じて、常法に従って、酸洗処理を施し、冷間圧延して冷延鋼板とする。特に限定はしないが、冷間圧延の圧下率は、２０％以上８５％以下の範囲内にあることが好ましい。圧下率が２０％未満では、未再結晶フェライトが残存し、鋼板の延性の低下を招く可能性がある。一方、圧下率が８５％を超えると、冷間圧延における負荷が増大し、通板トラブルが発生する可能性がある。
　次に、得られた冷延鋼板に対して以下の熱処理を施す。
　４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温
　４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒未満の平均昇温速度で昇温する場合、回復・再結晶の過度な進行により、組織が粗大化する。このため、最終組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）の発現と、良好な曲げ性の確保が難しい。また、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を５０℃／秒超えの平均昇温速度で昇温する場合、溶け残りのパーライトが多量に残存し、冷延鋼板の２回目焼鈍処理後にマルテンサイトの体積率が過大になる。このため、良好な延性、とくに、均一延性の確保が困難となり、各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の確保が困難となる。
　冷延鋼板に対する１回目の熱処理：Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域で２０秒以上３６００秒以下保持
　Ａｃ１変態点未満の温度域および２０秒未満で保持する場合、昇温中に形成される炭化物が溶け残り、十分な体積率のマルテンサイトと残留オーステナイトの確保が困難となり、鋼板の引張強さが低下する可能性がある。さらに、Ａｃ１変態点未満の温度域で保持する場合、残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト（塊状残留オーステナイト）が全残留オーステナイトの１５％以上を確保することが困難となる。また、（Ａｃ１変態点＋１５０℃）を超える温度域では、マルテンサイトの体積率が過大になる。さらに、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径が粗大になり、１．０％以上の降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）が得られず、良好な延性、とくに、均一延性、各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の確保が困難となる可能性がある。保持する温度域は、好ましくはＡｃ１変態点以上であり、好ましくは（Ａｃ１変態点＋１３０℃）以下である。さらに、３６００秒を超えて保持する場合、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径が粗大となり、１．０％以上の降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が得られず、良好な延性、とくに、均一延性、各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の確保が困難となる可能性がある。より好ましくは５０秒以上であり、より好ましくは　　１８００秒以下である。
　冷延鋼板に対する１回目の熱処理後、室温まで冷却する。室温まで冷却後、必要に応じて、常法に従って酸洗処理を施してもよい。また、冷延鋼板に対する１回目の熱処理後、室温まで冷却し、必要に応じて、以下の条件で２回目の熱処理を施してもよい。
　冷延鋼板に対する２回目の熱処理：５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持
　５０℃未満の温度域または１８００秒未満で保持する場合、鋼中拡散性水素が鋼板から放出されないため、鋼板の各種曲げ性が低下する可能性がある。一方、３００℃超の温度域または２５９２００秒超えで保持する場合、残留オーステナイトの分解によって十分な体積率の残留オーステナイトが得られず、鋼板の延性、とくに、均一延性が低下する可能性がある。なお、冷延鋼板に対する２回目の熱処理後は、室温まで冷却すればよい。また、めっき処理を行った場合、冷延鋼板に対する２回目の熱処理は、後述するめっき処理後に行う。より好ましくは、７０℃以上であり、より好ましくは２００℃以下である。また、より好ましくは３６００秒以上であり、より好ましくは２１６０００秒以下である。
　めっき処理を施すこと
　上記のようにして得た冷延板に、溶融亜鉛めっき処理や電気亜鉛めっき処理や溶融アルミニウムめっき処理といっためっき処理を施すことで、鋼板表面に亜鉛めっき層やアルミニウムめっき層を備える高強度鋼板を得ることができる。なお、「溶融亜鉛めっき」には、合金化溶融亜鉛めっきも含むものとする。また、めっき処理を行う場合、上述したように、冷延鋼板に対する２回目の熱処理はめっき処理後に必要に応じて行えばよい。
　例えば、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、焼鈍処理を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の温度域内の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。なお、溶融亜鉛めっき浴としては、Ａｌの含有量が０．０８％以上０．１８％以下の範囲内にある溶融亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、所望の残留オーステナイトの体積率を確保できず、鋼板の延性、特に、均一延性が低下する場合がある。従って、溶融亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。
　また、電気亜鉛めっき処理を施すときは、とくに限定しないが、皮膜厚が５μｍから１５μｍの範囲にすることが好ましい。
　また、溶融アルミニウムめっき処理を施すときは、冷延板焼鈍を施して得た冷延板を６６０～７３０℃のアルミニウムめっき浴中に浸漬し、溶融アルミニウムめっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。また、アルミニウムめっき浴温度がＡｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１００℃以下の温度域に適合する鋼は、溶融アルミニウムめっき処理により、さらに微細で安定な残留オーステナイトが生成されるため、更なる延性、特に、均一延性の向上が可能となる。
　なお、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、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき処理を製造するときは、めっき直前の熱処理より前（例えば熱間圧延巻取後と１回目の熱処理の間、めっき直前の熱処理（３回目の熱処理）とその１つ前の熱処理（２回目の熱処理）の間）に、酸洗処理を施すことにより、最終的に良好なめっき品質が得られる。これは、めっき処理直前の表面に酸化物が存在することが抑制され、その酸化物による不めっきが抑えられるためである。さらに詳細に述べると、熱処理時に易酸化元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ等）が鋼板表面に酸化物を作り濃化するため、熱処理後の鋼板表面（酸化物直下）に易酸化元素の欠乏層が形成される。その後の酸洗処理で易酸化元素による酸化物を除去すると、鋼板表面には易酸化元素の欠乏層が現れ、その後の３回目熱処理時に易酸化元素の表面酸化が抑制される。
　その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍は、連続焼鈍設備で行うことが好ましい。また、焼鈍、溶融亜鉛めっき、溶融亜鉛めっきの合金化処理等の一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。なお、上記の「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」に、形状矯正や表面粗度の調整等を目的にスキンパス圧延を行うことができる。スキンパス圧延の圧下率は、０．１％以上が好ましく、２．０％以下とすることが好ましい。０．１％未満の圧下率では効果が小さく、制御も困難である。また、圧下率が２．０％を超えると、生産性が著しく低下する。なお、スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。また、樹脂や油脂コーティング等の各種塗装処理を施すこともできる。
　本発明の高強度鋼板は、自動車における衝撃吸収部材の衝撃吸収部として用いることができる。具体的には、曲げ圧壊して変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材や、軸圧壊して蛇腹状に変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材における衝撃吸収部に、本発明の高強度鋼板を用いることができる。本発明の高強度鋼板からなる衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材は、降伏伸び（ＹＰ－ＥＬ）が１．０％以上、９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有しており、衝撃吸収に優れている。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを熱間圧延した後酸洗し、次いで表２－１、２－２に示す条件で熱延鋼板の熱処理、冷却、冷間圧延、冷延鋼板の熱処理をそれぞれ行った後、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。また、一部のものについては、さらに溶融亜鉛めっき処理（溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行うものも含む）、溶融アルミニウムめっき処理または電気亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、溶融アルミニウムめっき鋼板（Ａｌ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。溶融亜鉛めっき浴は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）では、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）では、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６５℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下の範囲内になるように調整した。さらに、溶融アルミニウムめっき鋼板用の溶融アルミニウムめっき浴の浴温は６８０℃とした。得られた鋼板の鋼組織、引張特性、曲げ性、曲げ圧壊特性および軸圧壊特性を評価した。なお、Ａｃ１変態点は以下の式を用いて求めた。
Ａｃ１変態点（℃）
＝７５１－１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）－２８×（％Ｍｎ）－５．５×（％Ｃｕ）
－１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
　鋼板の鋼組織については、上述した方法により観察して求めた。
　引張特性については、以下の方法により求めた。
　室温での引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１年）に準拠して行い、室温でのＴＳ（引張強さ）、ＥＬ（全伸び）、ＹＰ－ＥＬ（降伏伸び）、Ｕ．ＥＬ（均一伸び）を測定した。また、引張特性は下記の場合を良好と判断した。
＜ＴＳが９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満＞
ＹＰ－ＥＬ≧１．０％、ＥＬ≧２２％、Ｕ．ＥＬ≧１８％
＜ＴＳが１１８０ＭＰａ以上＞
ＹＰ－ＥＬ≧１．０％、ＥＬ≧１８％、Ｕ．ＥＬ≧１４％
　また、１５０℃での温間引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７（２０１２年）に準拠して行った。１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａと、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂは、いずれもＸ線回折により算出した。
　縦壁部曲げ割れを評価する材料試験として、Ｕ曲げ試験後に密着曲げ試験を実施した。幅両端面を研削で仕上げた６０ｍｍＣ（Ｃ方向：鋼板の圧延方向と直角方向に沿った方向）×３０ｍｍＬ（Ｌ方向：圧延方向に沿った方向)のサイズの試験片を用いた。Ｕ曲げ加工は、油圧式曲げ試験機を用いて、いずれの供試材においても割れが発生しないポンチの曲げ半径をＲ＝４ｍｍ、ストローク速度を１５００ｍｍ/ｍｉｎ（高速）で、長手Ｃ方向曲げ（曲げ稜線長さ:３０ｍｍＬ）で実施した。次いで、Ｕ曲げ加工後の試験片に対して密着曲げ加工を行った。密着曲げ加工は、油圧式曲げ試験機を用いて、間に挟むスペーサーの板厚を変化させ、ストローク速度を２０ｍｍ/ｍｉｎ（低速）と１５００ｍｍ/ｍｉｎ（高速）で、押し付け荷重を１０ｔｏｎ、押し付け時間を３秒、Ｕ曲げ加工後の試験片の曲げ稜線と押し付け方向が直角で実施した。なお、スペーサーはその板厚を０．５ｍｍピッチで変化させ、曲げ稜線に沿って０．５ｍｍ以上の割れが発生しない割れ限界のスペーサー板厚とした。割れ限界のスペーサー板厚が５．０ｍｍ以下を良好と判断した。
　四つ折り曲げ割れを評価する材料試験として、ハンカチ曲げ加工を実施した。全端面を研削で仕上げた６０ｍｍＣ×１００ｍｍＬのサイズの試験片を用いた。Ｕ曲げ加工は、油圧式曲げ試験機を用いて、ポンチの曲げ半径がいずれの供試材においても割れが発生しないＲ＝４ｍｍで、ストローク速度を１５００ｍｍ/ｍｉｎ（高速）で、長手Ｌ方向曲げ（曲げ稜線長さ:６０ｍｍＣ）を実施した。次いで、Ｕ曲げ加工後の試験片に対して密着曲げ加工を行った。密着曲げ加工は、油圧式曲げ試験機を用いて、いずれの供試材においても割れが発生しないスペーサー厚：５ｍｍで、ストローク速度を比較的高速の１５００ｍｍ／分で、押し付け荷重を１０ｔｏｎ、押し付け時間を３秒、Ｕ曲げ加工後の試験片の曲げ稜線と押し付け方向が直角になるように実施した。次いで、四つ折りにするためのＵ曲げ加工は、得られた二つ折りの密着曲げ加工後のサンプルを９０°回転させ、油圧式曲げ試験機を用いて、ポンチの曲げ半径：Ｒを変化させ、ストローク速度を比較的高速の１５００ｍｍ／ｍｉｎで、長手Ｃ方向曲げ（曲げ稜線長さ：５０ｍｍＬ）とし、密着曲げ加工後の試験片の曲げ稜線と四つ折りにするためのＵ曲げ加工の稜線が直角になるように実施した。四つ折りにするためのＵ曲げ加工において、曲げ頂点内／外部で０．５ｍｍ以上の割れが発生しない割れ限界のＲ／ｔ（ｔ：板厚）を評価し、Ｒ／ｔ≦５．０を良好と判断した。
　稜線部曲げ割れを評価する材料試験として、Ｖ曲げ加工後に試験片を９０°回転させて、Ｕ曲げ加工を実施した。試験片については、全端面を研削で仕上げた７５ｍｍＣ×５５ｍｍＬのサイズの試験片を用いた。Ｖ曲げ加工は、島津製作所社のオートグラフを用いて、いずれの供試材においても割れが発生しないポンチの曲げ半径をＲ＝５ｍｍ、ポンチの曲げ角度を９０°、ポンチのストローク速度を２０ｍｍ／分で押し込み、押し付け荷重を１０ｔｏｎ、押し付け時間を３秒で、長手Ｌ方向曲げ（曲げ稜線長さ：７５ｍｍＣ）を実施した。次いで、Ｖ曲げ加工後の試験片を曲げ戻し加工により平坦化した。次いで、Ｖ曲げ加工の曲げ稜線とＵ曲げ加工の稜線が９０°となるようにＵ曲げ加工を実施した。９０°回転Ｕ曲げ加工は、油圧式曲げ試験機を用いて、ポンチの曲げ半径を変化させ、ストローク速度を比較的高速の１５００ｍｍ／分で、長手Ｃ方向曲げ（曲げ稜線長さ：５５ｍｍＬ）で実施した。
　稜線部曲げ割れの評価は、山曲げ試験、および谷曲げ試験の２種類の曲げ試験により実施した。山曲げ試験は、先に行うＶ曲げ加工の頂点側と後から行う９０°回転Ｕ曲げ加工の頂点側が同じであり、９０°回転Ｕ曲げ試験片の外側に曲げ稜線位置が存在する。谷曲げ試験は、先に行うＶ曲げ加工の頂点側と後から行う９０°回転Ｕ曲げ加工の頂点側が異なり、それぞれ９０°回転Ｕ曲げ試験片の内側と外側に曲げ稜線位置が存在する。
９０°回転Ｕ曲げ加工後の試験片において、２回曲げ加工が加わる曲げ稜線位置で曲げ先端の割れの有無を確認した。具体的には、山曲げ後の試験片および谷曲げ後の試験片の２種類の曲げ試験の割れ限界のＲ／ｔをそれぞれ求めた。Ｒ／ｔ値が同じ場合は、そのＲ／ｔを稜線部曲げ割れの評価結果とし、Ｒ／ｔ値が異なる場合は、どちらか大きい値のＲ／ｔを稜線部曲げ割れの評価結果とした。０．５ｍｍ以上の割れが発生しない割れ限界のＲ／ｔを評価し、Ｒ／ｔ≦５．０を良好と判断した。
　圧壊特性は、以下に示す曲げ圧壊試験を実施し、その変形状況で判定した。曲げ加工によりハット型の断面形状に成形し、同じ種類の鋼板を背板としてスポット溶接により接合した。次に、幅方向に時速３６ｋｍ相当の速度で１００ｋｇｆの錘を衝突させ、圧壊した。その後、部材の変形状況を目視で観察し、割れなく潰れた場合を〇、割れが発生した場合を×と判定した。
圧壊特性について、以下に示す軸圧壊試験を実施し、その変形形態で判定した。曲げ加工によりハット型の断面形状に成形し、同じ種類の鋼板を背板としてスポット溶接により接合した。次に、軸方向に時速３６ｋｍ相当の速度で３００ｋｇｆの重錘を衝突させ、圧壊した。その後、部材の変形状況を目視で観察し、割れなく潰れた場合を〇、割れが発生し場合を×と判定した。
　評価結果を以下の表３－１、３－２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
 　本発明の鋼板は、いずれも９８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性にも優れていた。これに対して、比較例では、ＴＳ、ＥＬ、ＹＰ－ＥＬ、Ｕ．ＥＬ、各種曲げ性、圧壊形態のいずれかの特性が劣っている。

Claims (14)

  1. 　成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
    Ｓｉ：２．００％以下、
    Ｍｎ：３．１０％以上６．００％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ａｌ：１．２００％以下を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    鋼組織は、面積率で、フェライトが３０．０％以上８０．０％未満、マルテンサイトが３.０％以上３０.０％以下、体積率で残留オーステナイトが１２．０％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの含有量(質量％)を鋼中のＭｎの含有量(質量％)で除した値が１．５０以上であり、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  2. 　請求項１に記載の高強度鋼板において、成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
    Ｍｎ：３．１０％以上６．００％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
    Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上１．２００％以下を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    鋼組織は、面積率で、フェライトが３０．０％以上８０．０％未満、マルテンサイトが３.０％以上３０.０％以下、体積率で残留オーステナイトが１２．０％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの含有量(質量％)を鋼中のＭｎの含有量(質量％)で除した値が１．５０以上であり、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板において、成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．５００％以下、
    Ｗ:０．５００％以下、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：１．０００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ:０．２００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｚｒ：０．００５０％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．００５０％以下、
    ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  4. 　請求項３に記載の高強度鋼板において、成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、
    Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、
    Ｗ:０．０００５％以上０．５００％以下、
    Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、
    Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、
    Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、
    Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、
    Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、
    Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、
    Ｓｂ:０．００２％以上０．２００％以下、
    Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｚｒ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
    Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれかに記載の高強度鋼板において、鋼中拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の高強度鋼板が、鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  7. 　請求項１～５のいずれかに記載の高強度鋼板が、鋼板の表面にアルミニウムめっき層を有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  8. 　曲げ圧壊して変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材であって、前記衝撃吸収部が請求項１～７のいずれかに記載の高強度鋼板からなる衝撃吸収部材。
  9. 　軸圧壊して蛇腹状に変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材であって、前記衝撃吸収部が請求項１～７のいずれかに記載の高強度鋼板からなる衝撃吸収部材。
  10. 　請求項１～４のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。
  11. 　請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持し、引き続き溶融亜鉛めっき処理もしくは電気亜鉛めっき処理を施す高強度鋼板の製造方法。
  12. 　請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持し、引き続き溶融アルミニウムめっき処理を施す高強度鋼板の製造方法。
  13. 　前記Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持後、引き続き５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持する請求項１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
  14. 　前記めっき処理後、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持する請求項１１または１２に記載の高強度鋼板の製造方法。
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