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WO2015046339A1 - 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 - Google Patents

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

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WO2015046339A1
WO2015046339A1 PCT/JP2014/075445 JP2014075445W WO2015046339A1 WO 2015046339 A1 WO2015046339 A1 WO 2015046339A1 JP 2014075445 W JP2014075445 W JP 2014075445W WO 2015046339 A1 WO2015046339 A1 WO 2015046339A1
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WO
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less
temperature
temperature range
bainite
steel plate
Prior art date
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PCT/JP2014/075445
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English (en)
French (fr)
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康二 粕谷
忠夫 村田
紗江 水田
二村　裕一
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Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
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Publication date
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Priority to US15/023,520 priority patent/US10066274B2/en
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Definitions

  • the present invention relates to a high strength steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more and excellent in ductility and low temperature toughness, and a method of manufacturing the same.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • a matrix phase is bainitic ferrite
  • a TBF steel plate (TRIP aided) containing retained austenite hereinafter sometimes referred to as "remaining ⁇ "
  • banitic ferrite is known.
  • high strength is obtained by hard bainitic ferrite
  • good elongation (EL) and stretch flangeability ( ⁇ ) are obtained by the fine residual ⁇ existing at the boundary of the bainitic ferrite.
  • the present invention has been made focusing on the above circumstances, and the object of the present invention is to provide a high strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more and having high ductility and high temperature toughness.
  • An object of the present invention is to provide a strength steel plate and a method of manufacturing the same.
  • the high strength steel plate excellent in ductility and low temperature toughness according to the present invention which has solved the above problems, has C: 0.10 to 0.5%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn by mass% : 1.5 to 3%, Al: 0.005 to 1.0%, P: more than 0% and 0.1% or less, and S: 0% to 0.05% or less, the balance being iron and unavoidable
  • the metallographic structure of the steel sheet includes polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and retained austenite, (1) When observing the metallographic structure with a scanning electron microscope, (1a) The area ratio a of the polygonal ferrite is 10 to 50% with respect to the entire metal structure, (1b)
  • the bainite is High-temperature area-forming bainite in which the average distance between adjacent retained austenites, adjacent carbides, adjacent retained austenite and the center position of the carbide is 1 ⁇ m or more, The composite structure of low temperature region-
  • IQave-IQmin (IQave-IQmin) / (IQmax-IQmin) ⁇ 0.40 (1) ⁇ IQ / (IQmax-IQmin) ⁇ 0.25 (2)
  • IQave is the average of all average IQ data of each crystal grain
  • IQmin is the minimum of all average IQ data of each crystal grain
  • IQmax is the maximum of average IQ all data of each crystal grain
  • ⁇ IQ is the average of each crystal grain Represents the standard deviation of all IQ data.
  • the area ratio b of the high temperature region generated bainite is 10 to 80% with respect to the entire metal structure
  • the total area ratio c of the low temperature region generated bainite and the tempered martensite is 10 with respect to the entire metal structure. It is also a preferred embodiment to satisfy ⁇ 80%.
  • the total number of the MA mixed phases is: It is also a preferred embodiment that the number ratio of MA mixed phase satisfying circle equivalent diameter d of more than 7 ⁇ m is 0% or more and less than 15%.
  • the average equivalent circle diameter D of the polygonal ferrite particles is more than 0 ⁇ m and 10 ⁇ m or less.
  • the steel sheet of the present invention preferably contains at least one of the following (a) to (e).
  • an electrogalvanized layer a hot dip galvanized layer, or an alloyed hot dip galvanized layer on the surface of the steel sheet.
  • the present invention also includes a method of producing the above high strength steel plate, and heating a steel material satisfying the above component composition to a temperature range of 800 ° C. or more and Ac 3 point ⁇ 10 ° C. or less; After soaking for 50 seconds or more in the temperature range, Cooling at an average cooling rate of 10 ° C./sec or more to an arbitrary temperature T satisfying 150 ° C. or more and 400 ° C. or less (where Ms point represented by the following formula is 400 ° C.
  • Vf means the ferrite fraction measurement value in the sample when the sample reproducing the annealing pattern from heating and soaking to cooling is separately prepared.
  • [] has shown content (mass%) of each element, and content of the element which is not contained in a steel plate is calculated as 0 mass%.
  • bainite and tempered martensite are formed in a low temperature region after forming polygonal ferrite so that the area ratio to the entire metal structure is 10 to 50%.
  • FIG. 1 is a schematic view showing an example of the average spacing of adjacent retained austenite and / or carbides.
  • FIG. 2A is a view schematically showing a state in which both of high temperature region generated bainite and low temperature region generated bainite are mixed and generated in old ⁇ grains.
  • FIG. 2B is a view schematically showing a state in which a high temperature region generated bainite, a low temperature region generated bainite, and the like are respectively generated for each old ⁇ grain.
  • FIG. 3 is a schematic view showing an example of a heat pattern in the T1 temperature range and the T2 temperature range.
  • FIG. 4 is an IQ distribution diagram in which the equation (1) is less than 0.40 and the equation (2) is 0.25 or less.
  • FIG. 5 is an IQ distribution diagram in which the equation (1) is 0.40 or more and the equation (2) is greater than 0.25.
  • FIG. 6 is an IQ distribution diagram in which the equation (1) is 0.40 or more and the equation (2) is 0.25 or less.
  • the present inventors have repeatedly studied to improve the ductility and low temperature toughness of a high strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more.
  • the metallographic structure of the steel sheet is a mixed structure containing polygonal ferrite having a predetermined ratio, bainite, tempered martensite, and retained austenite, particularly as bainite, (1a) Average distance between center positions of adjacent residual ⁇ , adjacent carbides, or adjacent residual ⁇ and adjacent carbide (hereinafter, these may be collectively referred to as “residual ⁇ , etc.”) High-temperature area-produced bainite having an interval of 1 ⁇ m or more, (1b) A high strength steel plate having excellent elongation can be provided by generating two types of bainite of low temperature region-produced bainite in which the average distance between center positions such as residual ⁇ is less than 1 ⁇ m.
  • the IQ distribution for each crystal grain of the body-centered cubic lattice is expressed by the equation (1) [(IQave-IQmin) / (IQmax-IQmin)) 0.40], and the equation (2) ) It is possible to provide a high strength steel plate excellent in low temperature toughness by controlling to satisfy the relationship of [( ⁇ IQ) / (IQmax-IQmin) ⁇ 0.25].
  • predetermined components A steel plate satisfying the composition is heated to a two-phase temperature range of 800 ° C.
  • IQ distribution In the present invention, a region surrounded by a boundary in which the crystal orientation difference between measurement points according to EBSD is 3 ° or more is defined as “grain”, and a crystal of a body-centered cubic lattice (including a body-centered square lattice) as IQ. Each average IQ based on the definition of EBSD pattern analyzed for each grain is used. Below, each above-mentioned average IQ may only be called "IQ.” The reason for setting the crystal orientation difference to 3 ° or more is to exclude the lath boundary.
  • the body-centered tetragonal lattice is one in which the lattice is expanded in one direction by solid solution of C atoms at a specific interstitial position in the body-centered cubic lattice, and the structure itself is equivalent to the body-centered cubic lattice. Therefore, the effect on low temperature toughness is also equal. Also, even with EBSD, these grids can not be distinguished. Therefore, in the present invention, the measurement of the body-centered cubic lattice includes the body-centered square lattice.
  • IQ is the definition of EBSD pattern. IQ is known to be affected by the amount of strain in the crystal, and specifically, the smaller the IQ, the more distortion tends to be present in the crystal. The present inventors repeated studies focusing on the relationship between strain of crystal grains and low temperature toughness.
  • IQave-IQmin (IQave-IQmin) / (IQmax-IQmin) ⁇ 0.40 (1) ⁇ IQ / (IQmax-IQmin) ⁇ 0.25 (2)
  • IQave is the average of all average IQ data of each crystal grain
  • IQmin is the minimum of all average IQ data of each crystal grain
  • IQmax is the maximum of average IQ all data of each crystal grain
  • ⁇ IQ is the average of each crystal grain Represents the standard deviation of all IQ data.
  • the average IQ value of each of the above crystal grains is obtained by polishing a cross section parallel to the rolling direction of the test material, taking an area of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m as a measurement area at 1 ⁇ 4 position of the plate thickness, 1 step: 0.25 ⁇ m
  • the EBSD measurement of 180,000 points is carried out in the above, and it is an average value of IQ of each crystal grain obtained from this measurement result.
  • region is excluded from measurement object, and it targets only the crystal grain in which one crystal grain is completely settled in the measurement area
  • CI Confidence Index
  • CI is the reliability of the data
  • the EBSD pattern detected at each measurement point is a database of a designated crystal system, for example, a body-centered cubic lattice or face-centered cubic lattice (FCC) in the case of iron. It is an index indicating the degree of coincidence with the value.
  • IQave and ⁇ IQ are indices indicating the influence on low temperature toughness, and good low temperature toughness can be obtained when IQave is large and ⁇ IQ is small.
  • formula (1) is 0.40 or more, preferably 0.42 or more, and more preferably 0.45 or more.
  • Formula (2) is 0.25 or less, Preferably it is 0.24 or less, More preferably, it is 0.23 or less. The lower the value of Formula (2) is, the lower the value is, for example, 0.15 or more, since the IQ distribution of crystal grains represented by the histogram becomes sharper as the value of Formula (2) becomes smaller and the distribution becomes favorable for low temperature toughness improvement.
  • FIG. 4 is an IQ distribution diagram in which the equation (1) is less than 0.40 and the equation (2) is 0.25 or less.
  • FIG. 5 is an IQ distribution diagram in which the equation (1) is 0.40 or more and the equation (2) exceeds 0.25.
  • the low temperature toughness is poor because they satisfy only either of the formula (1) or the formula (2).
  • FIG. 6 is an IQ distribution chart satisfying both Formula (1) and Formula (2), and the low temperature toughness is good.
  • the number of peak crystal grains is a peak at the side of the crystal grain with a large average IQ within the range of IQmin to IQmax, that is, where the value of equation (1) is 0.40 or more. If there are many sharp mountain-like distributions, ie, an IQ distribution in which the value of the equation (2) is 0.25 or less, the low temperature toughness is improved.
  • the metallographic structure of the high strength steel sheet according to the present invention is a mixed structure containing polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and residual ⁇ .
  • Polygonal ferrite is a structure that is softer than bainite and acts to increase the elongation of the steel sheet and to improve the workability.
  • the area ratio of polygonal ferrite is 10% or more, preferably 15% or more, more preferably 20% or more, and still more preferably 25% or more with respect to the entire metal structure.
  • the area ratio is 50% or less, preferably 45% or less, more preferably 40% or less.
  • the average equivalent circle diameter D of the polygonal ferrite particles is preferably 10 ⁇ m or less (not including 0 ⁇ m). Elongation can be further improved by reducing the average equivalent circular diameter D of polygonal ferrite grains and finely dispersing them. Although the detailed mechanism is not clear, by refining the polygonal ferrite, the dispersed state of the polygonal ferrite with respect to the entire metal structure becomes uniform, so that non-uniform deformation is less likely to occur, and this causes more elongation. It is thought that it contributes to the improvement.
  • the average equivalent circle diameter D of polygonal ferrite is preferably 10 ⁇ m or less, more preferably 8 ⁇ m or less, still more preferably 5 ⁇ m or less, particularly preferably 3 ⁇ m or less.
  • the area ratio of the polygonal ferrite and the average equivalent circular diameter D can be measured by SEM observation.
  • the bainite of the present invention also includes bainitic ferrite.
  • Bainite is a structure in which carbide is precipitated
  • bainitic ferrite is a structure in which carbide is not precipitated.
  • the steel plate of the present invention is characterized in that bainite is composed of a composite bainite structure including high temperature region generated bainite, low temperature region generated bainite and the like.
  • bainite is composed of a composite bainite structure including high temperature region generated bainite, low temperature region generated bainite and the like.
  • the above-mentioned high temperature zone formation bainite is a bainite structure which is produced in a relatively high temperature zone, and is mainly produced in a T2 temperature range of more than 400 ° C. and not more than 540 ° C.
  • the high-temperature region-generated bainite is a structure in which the average interval of residual ⁇ and the like is 1 ⁇ m or more when the cross section of the steel plate corroded with nital corrosion is observed by SEM.
  • the low temperature region-generated bainite is a bainite structure generated in a relatively low temperature region, and is mainly generated in a T1 temperature region of 150 ° C. or more and 400 ° C. or less.
  • the low-temperature region-generated bainite is a structure in which the average interval of residual ⁇ and the like is less than 1 ⁇ m when SEM observation is performed on a cross section of a steel plate corroded with nital corrosion.
  • the “average distance between residual ⁇ and the like” refers to the distance between the center positions of adjacent residual ⁇ s, the distance between the central positions of adjacent carbides, or the adjacent residual ⁇ when the steel sheet cross section is observed by SEM. It is the value which averaged the result of having measured the distance between center positions with carbide.
  • the distance between the central positions means the distance between the central positions of each residual ⁇ or each carbide determined as measured for the nearest adjacent ⁇ and / or carbides.
  • the center position determines the major axis and the minor axis of the residual ⁇ or carbide, and is a position where the major axis and the minor axis intersect.
  • the distance between center positions is the residual ⁇ and / or carbides.
  • the distance between the center positions is defined as the distance between the center positions, that is, the distance between the lines, ie, the distance between the lines formed by the residual ⁇ and / or the carbides 1 continuously extending in the major axis direction, as shown in FIG.
  • tempered martensite is a structure
  • low temperature area formation bainite and tempered martensite can not be distinguished by SEM observation, in this invention, low temperature area formation bainite and tempered martensite are collectively called "low temperature area formation bainite etc.”.
  • bainite is divided into "high-temperature area-produced bainite” and "low-temperature area-generated bainite etc.” by the difference in the generation temperature range and the average interval of residual .gamma.
  • lath-like bainite and bainitic ferrite are classified into upper bainite and lower bainite according to the transformation temperature.
  • Si 1.0% or more
  • the distribution state of the high temperature region generated bainite and the low temperature region generated bainite is not particularly limited, and both the high temperature region generated bainite and the low temperature region generated bainite may be generated in the old ⁇ grains, and for each old ⁇ particle The high temperature zone generated bainite and the low temperature zone generated bainite may be respectively produced.
  • FIGS. 2A and 2B The distribution states of the high temperature region generated bainite and the low temperature region generated bainite are schematically shown in FIGS. 2A and 2B.
  • the high temperature area generated bainite is hatched, and the low temperature area generated bainite and the like are given fine dots.
  • FIG. 2A shows a state in which both the high temperature zone generated bainite 5 and the low temperature zone generated bainite 6 are mixed and formed in the old ⁇ grain
  • FIG. 2B shows the high temperature zone generated bainite 5 and each old ⁇ grain It is shown how low temperature region generated bainite 6 etc. are generated respectively.
  • the black circles shown in each figure indicate the MA mixed phase 3. The MA mixed phase will be described later.
  • the area ratio of high temperature area generated bainite occupying the entire metal structure is b and the total area ratio of low temperature area generated bainite or the like occupied in the entire metal structure is c
  • the rates b and c need to satisfy 80% or less.
  • the reason for defining the total area ratio of the low temperature area generated bainite and the tempered martensite instead of the area ratio of low temperature area generated bainite is, as described above, a structure having the same function and SEM observation It is because these organizations can not be distinguished.
  • the area ratio b of the high temperature region generated bainite is 80% or less. If the amount of the high temperature region generated bainite is excessive, the effect of combining the low temperature region bainite and the like is not exhibited, and particularly good ductility can not be obtained. Therefore, the area ratio b is 80% or less, preferably 70% or less, more preferably 60% or less, and still more preferably 50% or less. In order to improve stretch flangeability, bendability, and Erichsen value in addition to ductility, the area ratio b of the high temperature region-produced bainite is preferably 10% or more, more preferably 15% or more, and still more preferably 20% or more. .
  • the total area ratio c of low temperature region generated bainite and the like is set to 80% or less. If the amount of low-temperature region-produced bainite or the like is excessive, the effect of combining the high-temperature region-generated bainite is not exhibited, and particularly good ductility can not be obtained. Therefore, the area ratio c is set to 80% or less, preferably 70% or less, more preferably 60% or less, and further preferably 50% or less. In order to improve stretch flangeability, bendability, and Erichsen value in addition to ductility, the area ratio b of the high temperature area generated bainite is 10% or more, and the total area ratio c of the low temperature area generated bainite is 10% It is preferable to set it as the above.
  • the total area ratio c is preferably 10% or more, more preferably 15% or more, and further preferably 20% or more.
  • the mixing ratio of the high temperature zone generated bainite and the low temperature zone generated bainite may be determined according to the characteristics required for the steel plate. Specifically, in order to further improve the stretch flangeability ( ⁇ ) among the processability of the steel sheet; in particular, the ratio of high temperature zone generated bainite is made as small as possible, and the ratio of low temperature zone generated bainite etc. is maximized You can enlarge it. On the other hand, in order to further improve the elongation of the processability of the steel sheet, the ratio of high temperature zone generated bainite may be made as large as possible, and the ratio of low temperature zone generated bainite etc. may be made as small as possible. Further, in order to further increase the strength of the steel plate, the ratio of low temperature region-produced bainite or the like may be made as large as possible, and the ratio of high temperature region-generated bainite may be minimized.
  • the total area ratio a of the polygonal ferrite, the area ratio b of the high temperature region generated bainite, and the total area ratio c of the low temperature region generated bainite (hereinafter referred to as “total area ratio of a + b + c”) It is preferable to satisfy 70% or more of the whole. If the total area ratio (a + b + c) is less than 70%, the elongation may be degraded.
  • the total area ratio of a + b + c is more preferably 75% or more, still more preferably 80% or more.
  • the upper limit of the total area ratio of a + b + c is determined in consideration of the space factor of residual ⁇ measured by the saturation magnetization method, and is, for example, 95%.
  • the volume ratio of residual ⁇ to the entire metal structure needs to be contained by 5% by volume or more as measured by the saturation magnetization method.
  • the residual ⁇ is preferably 8% by volume or more, more preferably 10% by volume or more.
  • the upper limit of the residual ⁇ is preferably 30% by volume or less, more preferably 25% by volume or less.
  • Residual ⁇ may be formed between laths, or be present as a part of the MA mixed phase described later on aggregates of lath-like tissue, such as blocks and packets, and grain boundaries of old ⁇ . There is also.
  • the metallographic structure of the steel plate according to the present invention may contain polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and residual ⁇ , and may be composed of only these, but a range that does not impair the effect of the present invention There may be (a) an MA mixed phase in which hardened martensite and residual ⁇ are combined, and (b) residual structure such as pearlite.
  • the MA mixed phase is generally known as a complex phase of hardened martensite and residual ⁇ , and part of the structure which existed as untransformed austenite before final cooling, At the final cooling, it is transformed to martensite and the rest is a structure formed by remaining austenite.
  • the MA mixed phase thus formed is a very hard structure because carbon is concentrated to a high concentration in the process of heat treatment, particularly austempering treatment maintained in the T2 temperature range, and a part is a martensitic structure. . Therefore, the hardness difference between the bainite and the MA mixed phase is large, and the stress is concentrated at the time of deformation to be a starting point of void generation.
  • the MA mixed phase when the MA mixed phase is generated excessively, the stretch flangeability and the bendability deteriorate and the local deformability Decreases. In addition, when the MA mixed phase is excessively generated, the strength tends to be too high.
  • the MA mixed phase is more likely to be produced as the C and Si contents increase, but the amount produced is preferably as small as possible.
  • the MA mixed phase is preferably 30 area% or less, more preferably 25 area% or less, still more preferably 20 area% or less with respect to the entire metal structure when the metal structure is observed with an optical microscope.
  • the number ratio of the MA mixed phase having a circle equivalent diameter d exceeding 7 ⁇ m is preferably 0% or more and less than 15% with respect to the total number of MA mixed phases.
  • a coarse MA mixed phase with a circle equivalent diameter d exceeding 7 ⁇ m adversely affects the local deformability.
  • the number ratio of MA mixed phases having a circle equivalent diameter d of more than 7 ⁇ m is more preferably less than 10%, still more preferably less than 5% with respect to the total number of MA mixed phases.
  • the number ratio of the MA mixed phase in which the equivalent circle diameter d exceeds 7 ⁇ m may be calculated by observing the cross-sectional surface parallel to the rolling direction with an optical microscope.
  • the equivalent circle diameter d of the MA mixed phase be as small as possible.
  • (B) Pearlite Pearlite is preferably 20 area% or less with respect to the entire metal structure when SEM observation of the metal structure is performed.
  • the area ratio of pearlite is more preferably 15% or less, still more preferably 10% or less, particularly preferably 5% or less, based on the whole metal structure.
  • the above metal structure can be measured by the following procedure.
  • the polygonal ferrite is observed as crystal grains which do not contain the white or light gray residual ⁇ and the like described above inside the crystal grains.
  • the high-temperature region-produced bainite and the low-temperature region-produced bainite are mainly observed in gray, and are observed as a structure in which white or light gray residual ⁇ or the like is dispersed in the crystal grains. Therefore, according to SEM observation, residual ⁇ and carbides are also included in the high temperature region generated bainite, the low temperature region generated bainite, and the like, and therefore, the area ratio including the residual ⁇ and the carbides is calculated.
  • Pearlite is observed as a structure in which carbide and ferrite are layered.
  • both carbide and residual ⁇ are observed as a white or light gray structure, and it is difficult to distinguish between the two.
  • carbides such as cementite tend to be precipitated in the lath as compared to between the laths as they are formed in the lower temperature range, and therefore, when the distance between the carbides is wide, they are considered to be formed in the high temperature range If the distance between the carbides is narrow, it can be considered that the carbides were formed at a low temperature range.
  • a tissue whose average value (average interval) is 1 ⁇ m or more is taken as a high-temperature region-generated bainite, and a tissue whose average interval is less than 1 ⁇ m is a low-temperature region-generated bainite, etc.
  • the volume fraction of residual ⁇ is measured by the saturation magnetization method
  • the area ratios of high temperature area generated bainite and low temperature area generated bainite are measured by SEM observation including residual ⁇ Therefore, the sum of these may exceed 100%.
  • the MA mixed phase is observed as a white structure when subjected to repeller corrosion at a quarter of the plate thickness in a cross section parallel to the rolling direction of the steel plate and observed with an optical microscope at a magnification of about 1000 times.
  • the high strength steel plate of the present invention is, by mass%, C: 0.10 to 0.5%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.5 to 3%, Al: 0.005 to 1
  • the reason for defining such a range is as follows.
  • C is an element necessary to increase the strength of the steel sheet and to generate residual ⁇ . Therefore, the amount of C is 0.10% or more, preferably 0.13% or more, more preferably 0.15% or more. However, if C is contained excessively, the weldability is reduced. Therefore, the C content is 0.5% or less, preferably 0.3% or less, more preferably 0.25% or less, and further preferably 0.20% or less.
  • Si contributes to the strengthening of the steel plate as a solid solution strengthening element, and also suppresses the precipitation of carbide during holding in the T1 temperature range and T2 temperature range described later, that is, during austempering treatment, and residual ⁇ It is a very important element to produce effectively. Therefore, the amount of Si is 1.0% or more, preferably 1.2% or more, and more preferably 1.3% or more. However, when Si is excessively contained, reverse transformation to the ⁇ phase does not occur at the time of heating and soaking in annealing, so that a large amount of polygonal ferrite remains and the strength becomes insufficient. In addition, during hot rolling, Si scale is generated on the surface of the steel sheet to deteriorate the surface properties of the steel sheet. Therefore, the amount of Si is 3.0% or less, preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
  • Mn is an element necessary to obtain bainite and tempered martensite. Mn is also an element that effectively acts to stabilize austenite and generate residual ⁇ . In order to exert such effects, the Mn content is 1.5% or more, preferably 1.8% or more, and more preferably 2.0% or more. However, when the Mn is contained in excess, the formation of high temperature zone formed bainite is significantly suppressed. Further, the excessive addition of Mn causes deterioration of weldability and deterioration of workability due to segregation. Therefore, the Mn content is 3% or less, preferably 2.8% or less, and more preferably 2.7% or less.
  • Al 0.005 to 1.0%
  • Al is an element that suppresses precipitation of carbides during austempering and contributes to the formation of residual ⁇ .
  • Al is an element which acts as a deoxidizer in the steel making process. Therefore, the amount of Al is made 0.005% or more, preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the Al content is 1.0% or less, preferably 0.8% or less, more preferably 0.5% or less.
  • P more than 0% and 0.1% or less
  • P is an impurity element which is inevitably contained in steel, and when the amount of P is excessive, the weldability of the steel plate is deteriorated. Therefore, the amount of P is 0.1% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.05% or less. Although the amount of P should be as small as possible, it is industrially difficult to make it 0%.
  • S is an impurity element which is unavoidably contained in steel, and is an element which degrades the weldability of a steel plate as in the case of P. Further, S forms sulfide-based inclusions in the steel sheet, and when this increases, the formability decreases. Therefore, the S content is 0.05% or less, preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less. The amount of S should be as small as possible, but it is industrially difficult to make it 0%.
  • the high-strength steel plate according to the present invention satisfies the above-described component composition, and the remaining components are iron and unavoidable impurities other than P and S.
  • unavoidable impurities for example, N, O (oxygen), tramp elements (for example, Pb, Bi, Sb, Sn, etc.) and the like are included.
  • the N content is preferably more than 0% and 0.01% or less
  • the O content is preferably more than 0% and 0.01% or less.
  • N is an element which precipitates nitride in the steel plate and contributes to strengthening of the steel plate.
  • the N content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.008% or less, and still more preferably 0.005% or less.
  • O oxygen
  • oxygen is an element that, when it is contained in excess, causes a decrease in elongation, stretch flangeability, and bendability. Therefore, the amount of O is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • the steel sheet of the present invention may further contain, as another element, (A) at least one element selected from the group consisting of Cr: more than 0% and 1% or less and Mo: more than 0% and 1% or less, (B) one or more elements selected from the group consisting of Ti: more than 0% and 0.15% or less, Nb: more than 0% and 0.15% or less, and V: 0% and less than 0.15%, (C) at least one or more elements selected from the group consisting of Cu: more than 0% and 1% or less and Ni: more than 0% and 1% or less, (D) B: more than 0% and less than 0.005%, (E) One or more elements selected from the group consisting of Ca: more than 0% and 0.01% or less, Mg: more than 0% and 0.01% or less, and rare earth elements: more than 0% and 0.01% or less, etc. May be contained.
  • A at least one element selected from the group consisting of Cr: more than 0% and 1% or less and Mo: more
  • Cr and Mo are elements which effectively function to obtain bainite and tempered martensite as well as the above-mentioned Mn. These elements can be used alone or in combination. In order to exhibit such an effect effectively, Cr and Mo are each independently 0.1% or more preferably 0.2% or more preferably. However, if the contents of Cr and Mo exceed 1%, respectively, the formation of high temperature zone generated bainite is significantly suppressed, and the amount of residual ⁇ decreases. Also, excessive addition is costly. Therefore, each of Cr and Mo is preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less. When Cr and Mo are used in combination, it is recommended that the total amount be 1.5% or less.
  • Ti, Nb and V are elements which form precipitates such as carbides and nitrides in the steel plate and strengthen the steel plate, and also have the function of making polygonal ferrite grains finer by refining the former ⁇ grains.
  • Ti, Nb and V are each independently preferably at least 0.01%, more preferably at least 0.02%.
  • Ti, Nb and V are each independently preferably at most 0.15%, more preferably at most 0.12%, further preferably at most 0.1%.
  • Each of Ti, Nb and V may be contained alone, or two or more arbitrarily selected elements may be contained.
  • Cu and Ni are elements that act effectively to stabilize ⁇ and generate residual ⁇ . These elements can be used alone or in combination. In order to exert such an effect effectively, Cu and Ni are preferably each independently 0.05% or more, more preferably 0.1% or more. However, if it contains Cu and Ni excessively, hot workability will deteriorate. Therefore, Cu and Ni are each preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less. When the content of Cu exceeds 1%, the hot workability is deteriorated, but when Ni is added, the deterioration of the hot workability is suppressed. Therefore, when Cu and Ni are used in combination, the cost is high. However, Cu may be added in excess of 1%.
  • B is an element which effectively acts to form bainite and tempered martensite, similarly to the above-mentioned Mn, Cr and Mo.
  • B is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more.
  • the B content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • Ca, Mg and rare earth elements are elements that act to finely disperse inclusions in the steel sheet.
  • each of Ca, Mg and a rare earth element is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more.
  • each of Ca, Mg and a rare earth element is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • the above-mentioned rare earth element is a meaning including lanthanoid elements (15 elements from La to Lu), Sc (scandium) and Y (yttrium), and among these elements, it is selected from the group consisting of La, Ce and Y. Preferably, it contains at least one element, more preferably La and / or Ce.
  • the high strength steel plate is a step of heating a steel plate satisfying the above composition to a two-phase temperature range of 800 ° C. or more and Ac 3 point ⁇ 10 ° C. or less; Holding temperature in the temperature range for 50 seconds or more and equalizing, and an average cooling rate up to an arbitrary temperature T satisfying 150 ° C. or more and 400 ° C. or less (where Ms point is 400 ° C. or less, Ms point or less) Cooling at 10 ° C./sec or more, holding for 10 to 200 seconds in the T1 temperature range satisfying the following formula (3), holding for at least 50 seconds in the T2 temperature range satisfying the following formula (4), Can be manufactured by including in this order. 150 ° C. ⁇ T 1 (° C.) ⁇ 400 ° C. (3) 400 ° C. ⁇ T2 (° C.) ⁇ 540 ° C. (4)
  • the heating temperature and cooling By appropriately controlling the temperature and the manufacturing conditions such as the holding time and the cooling rate, for example, an appropriate IQ distribution defined in the present invention as shown in FIG. 6 can be obtained.
  • an appropriate IQ distribution defined in the present invention as shown in FIG. 6 can be obtained.
  • the manufacturing method of the TRIP steel plate conventionally known conventionally, for example, in the manufacturing method of the general TRIP steel plate cooled and held to a bainite transformation temperature range after soaking in a two phase region, for example, there is a tendency to have an IQ distribution as shown in FIG. 5, and sufficient low temperature toughness can not be obtained.
  • a slab is hot-rolled according to a conventional method, and a cold-rolled steel plate obtained by cold-rolling the obtained hot-rolled steel plate is prepared.
  • the finish rolling temperature may be, for example, 800 ° C. or more, and the winding temperature may be, for example, 700 ° C. or less.
  • the cold rolling ratio may be, for example, 10% to 70%.
  • the cold-rolled steel sheet thus obtained is subjected to a soaking process. Specifically, heating is performed in a temperature range of 800 ° C. or more and Ac 3 point ⁇ 10 ° C. or less in a continuous annealing line, and the temperature is maintained for 50 seconds or more.
  • the heating temperature is set to Ac 3 point ⁇ 10 ° C. or less, preferably Ac 3 point ⁇ 15 ° C. or less, more preferably Ac 3 point ⁇ 20 ° C. or less.
  • the heating temperature is 800 ° C. or more, preferably 810 ° C. or more, more preferably 820 ° C. or more.
  • the soaking time in the above temperature range is 50 seconds or more. If the soaking time is less than 50 seconds, the steel plate can not be uniformly heated, so carbides remain undissolved, generation of residual ⁇ is suppressed, and ductility is reduced. Therefore, the soaking time should be 50 seconds or more, preferably 100 seconds or more. However, when the soaking time is too long, the austenite grain size is increased, and accordingly, the polygonal ferrite grains are also coarsened, and the elongation and the local deformability tend to be deteriorated. Therefore, the soaking time is preferably 500 seconds or less, more preferably 450 seconds or less.
  • the average heating rate when heating the cold-rolled steel plate to the two-phase temperature range may be, for example, 1 ° C./second or more.
  • Ac 3 point can be calculated from the following formula (a) described in “Leslie Iron and Steel Materials Science” (Maruzen Co., Ltd., May 31, 1985, P. 273).
  • [] shows content (mass%) of each element, and content of the element which is not contained in a steel plate may be calculated as 0 mass%.
  • the cooling stop temperature T is 150 ° C. or more, preferably 160 ° C. or more, more preferably 170 ° C. or more.
  • the quenching termination temperature T exceeds 400 ° C. (However, if the Ms point is lower than 400 ° C., the desired IQ distribution can not be obtained, and the low temperature toughness deteriorates. Therefore, the quenching temperature T is 400 ° C.
  • the Ms point is less than 400 ° C., preferably the Ms point), preferably 380 ° C. (where the Ms point is ⁇ 20 ° C. less than 380 ° C.). C.) or less, more preferably 350 ° C. (provided that the Ms point ⁇ 50 ° C. is lower than 350 ° C.) or less.
  • the Ms point can be calculated from the following formula (b) in which the ferrite fraction (Vf) is taken into consideration in the formula described in the above "Leslie steel material science” (P. 231).
  • [] has shown content (mass%) of each element, and content of the element which is not contained in a steel plate may be calculated as 0 mass%.
  • Vf represents a ferrite fraction (area%), but since it is difficult to directly measure the ferrite fraction during manufacture, a sample is separately prepared that reproduces an annealing pattern from heating and soaking to cooling. The measured value of the ferrite fraction in the sample when measured is Vf.
  • the average cooling rate in the above temperature range is 10 ° C./sec or more, preferably 15 ° C./sec or more, more preferably 20 ° C./sec or more.
  • the upper limit of the average cooling rate in the temperature range is not particularly limited, but temperature control becomes difficult when the average cooling rate becomes too large, so the upper limit may be, for example, about 100 ° C./second.
  • the above formulas (1) and (2) be satisfied by cooling to the quenching termination temperature T and then maintaining for a predetermined time in a T1 temperature range of 150 ° C. or more and 400 ° C. or less specified by the above formula (3). It becomes IQ distribution of, and can secure favorable low temperature toughness. However, when the holding temperature is higher than 400 ° C., the above equation (1) or (2) is not satisfied, and the IQ distribution becomes a distribution shown in, for example, FIG. 4 or FIG. 5, and sufficient low temperature toughness can not be obtained. Therefore, the T1 temperature range is 400 ° C. or less, preferably 380 ° C. or less, more preferably 350 ° C. or less.
  • the lower limit of the T1 temperature range is 150 ° C. or more, preferably 160 ° C. or more, and more preferably 170 ° C. or more.
  • the time for holding in the T1 temperature range satisfying the above equation (3) is set to 10 to 200 seconds. If the holding time in the T1 temperature range is too short, a desired IQ distribution can not be obtained, and for example, the IQ distribution becomes as shown in FIG. 4 and FIG. 5, and the low temperature toughness deteriorates. Therefore, the holding time in the T1 temperature range is 10 seconds or more, preferably 15 seconds or more, more preferably 30 seconds or more, and still more preferably 50 seconds or more. However, if the holding time exceeds 200 seconds, low temperature area generated bainite is excessively generated, and as described later, even if held for a predetermined time in the T2 temperature area, the desired residual ⁇ amount can not be secured, and the EL decreases. . Therefore, the holding time in the T1 temperature range is 200 seconds or less, preferably 180 seconds or less, and more preferably 150 seconds or less.
  • the holding time in the T1 temperature range is the time when the temperature of the steel plate reaches 400 ° C. by cooling after soaking at a predetermined temperature (however, when the Ms point is 400 ° C. or less, Ms From the point), heating is started after holding in the T1 temperature range, which means the time until the temperature of the steel plate reaches 400 ° C.
  • the holding time in the T1 temperature range is the time of the section “x” in FIG.
  • the steel plate is allowed to pass through the T1 temperature range again because the steel sheet is cooled to room temperature after holding in the T2 temperature range as described later. It is not included in the residence time in the T1 temperature range. At the time of this cooling, the transformation is almost complete.
  • the method of holding in the T1 temperature range satisfying the above equation (3) is not particularly limited as long as the holding time in the T1 temperature range is 10 to 200 seconds, and is shown, for example, in (i) to (iii) of FIG. A heat pattern may be adopted.
  • this invention is not the meaning limited to this, and as long as the requirements of this invention are satisfied, heat patterns other than the above can be adopted suitably.
  • FIG. 3 is an example in which the quenching is performed from the soaking temperature to an arbitrary quenching stop temperature T, and then isothermally maintained at the quenching stop temperature T for a predetermined time. It is heated to any temperature that is satisfactory.
  • FIG. 3 shows the case where one-step temperature holding is performed, the present invention is not limited to this, and if it is within the T1 temperature range, the holding temperature is different although not shown 2 The temperature may be maintained at or above stages.
  • the upper limit of the T2 temperature range is set to 540 ° C. or less, preferably 500 ° C. or less, more preferably 480 ° C. or less.
  • the temperature is 400 ° C.
  • the lower limit of the T2 temperature range is 400 ° C. or more, preferably 420 ° C. or more, and more preferably 425 ° C. or more.
  • the time for holding in the T2 temperature range that satisfies the above equation (4) is 50 seconds or more. If the holding time is shorter than 50 seconds, the above-mentioned desired IQ distribution can not be obtained. For example, the IQ distribution becomes as shown in FIG. 3 and the low temperature toughness deteriorates. In addition, since a large amount of untransformed austenite remains and carbon concentration is insufficient, martensite is formed as hard hardened during final cooling from the T2 temperature range. As a result, a large amount of coarse MA mixed phase is generated, the strength becomes too high, and the elongation decreases.
  • the holding time in the T2 temperature range is preferably 1800 seconds or less, more preferably 1500 seconds or less, still more preferably 1000 seconds or less, still more preferably 500 seconds or less, still more preferably 300 seconds or less.
  • the holding time in the T2 temperature range is the time of the section of "y" in FIG.
  • the passing time during this cooling is the residence time in the T2 temperature range. exclude. During this cooling, the residence time is too short, so transformation hardly occurs.
  • the method of holding in the T2 temperature range satisfying the above equation (4) is not particularly limited as long as the holding time in the T2 temperature range is 50 seconds or more, and like the heat pattern in the T1 temperature range, the method of holding in the T2 temperature range It may be thermostated at any temperature, or may be cooled or heated within the T2 temperature range.
  • the temperature is maintained in the T2 temperature range on the high temperature side, but low temperature range generated bainite or the like generated in the T1 temperature range is heated to the T2 temperature range.
  • the lath interval that is, the average interval of residual ⁇ and / or carbides does not change.
  • an electro-galvanized layer (EG: Electro-Galvanizing), a hot-dip galvanized layer (GI: Hot Dip Galvanized), or an alloyed hot-dip galvanized layer (GA: Alloyed Hot Dip Galvanized) is formed.
  • EG Electro-Galvanizing
  • GI Hot Dip Galvanized
  • GA alloyed hot-dip galvanized layer
  • the conditions for forming the electrogalvanized layer, the hot dip galvanized layer, or the galvannealed layer are not particularly limited, and a conventional galvanizing process, a hot dip galvanizing process, or an alloying process can be employed.
  • electrogalvanized steel plates hereinafter sometimes referred to as "EG steel plates”
  • GI steel plates hot-dip galvanized steel plates
  • GA steel plates alloyed galvanized steel plates
  • the steel sheet may be dipped in a plating bath adjusted to a temperature of about 430 to 500 ° C., applied with hot dip galvanization, and then cooled.
  • the steel sheet is heated to a temperature of about 500 to 540 ° C., alloying is performed, and cooling is performed.
  • the amount of zinc plating adhesion is also not particularly limited, and may be, for example, about 10 to 100 g / m 2 per one side.
  • the technique of the present invention can be suitably adopted particularly for thin steel plates having a thickness of 3 mm or less.
  • the steel plate of the present invention has a tensile strength of 780 MPa or more, and is excellent in ductility, preferably workability.
  • the low temperature toughness is also good, and for example, brittle fracture in a low temperature environment of -20 ° C or less can be suppressed.
  • This steel plate is suitably used as a material of structural parts of a car.
  • frontal and rear side members As structural parts of automobiles, for example, frontal and rear side members, frontal parts such as crash boxes, reinforcements such as pillars (for example, bears, center pillar reinforcements, etc.), reinforcements for roof rails, side sills, Examples include floor members, vehicle body components such as kick parts, impact reinforcement parts such as bumper reinforcements and door impact beams, and seat parts.
  • Warm processing means molding at a temperature range of about 50 to 500 ° C.
  • the obtained experimental slab was hot-rolled and then cold-rolled and then continuously annealed to produce a test material.
  • Specific conditions are as follows.
  • the laboratory slab is heated and held at 1250 ° C. for 30 minutes, and then hot rolled so that the rolling reduction is about 90% and the finish rolling temperature is 920 ° C. From this temperature, winding is performed at an average cooling rate of 30 ° C./sec. It was cooled to a temperature of 500 ° C. and wound up. After winding, it was held at a winding temperature of 500 ° C. for 30 minutes and then furnace cooled to room temperature to produce a hot-rolled steel plate having a thickness of 2.6 mm.
  • the obtained hot rolled steel sheet was pickled to remove surface scale, and cold rolling was performed at a cold rolling ratio of 46% to produce a cold rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm.
  • the obtained cold rolled steel sheet is heated to “soaking temperature (° C.)” shown in Tables 2 and 3 below, kept for “soaking time (seconds)” shown in Tables 2 and 3 below, and homogenized Specimens were manufactured by continuous annealing according to patterns i to iii shown in Tables 2 and 3.
  • Some of the cold rolled steel plates were subjected to a pattern such as step cooling different from the patterns i to iii. These were described as "-" in the "pattern” column in Tables 2 and 3.
  • the time (seconds) to reach the holding temperature in the T2 temperature range after the completion of holding in the T1 temperature range is also shown as "time between T1 and T2.”
  • “holding time (seconds) in T1 temperature range” corresponding to the staying time of the section “x” in FIG. 3 and the staying time of the section “y” in FIG. The corresponding “holding time (seconds) in the T2 temperature range” is shown. After holding in the T2 temperature range, cooling was performed at room temperature with an average cooling rate of 5 ° C./sec.
  • Electro-galvanized (EG) treatment The test material was immersed in a galvanizing bath at 55 ° C., subjected to electroplating treatment at a current density of 30 to 50 A / dm 2 , washed with water and dried to obtain an EG steel plate.
  • the zinc plating adhesion amount was 10 to 100 g / m 2 per side.
  • the test material was immersed in a hot-dip galvanizing bath at 450 ° C. for plating, and then cooled to room temperature to obtain a GI steel plate.
  • the zinc plating adhesion amount was 10 to 100 g / m 2 per side.
  • No. 57 and 60 are examples in which after continuous annealing according to a predetermined pattern, galvanizing (GI) treatment is subsequently performed in the T2 temperature range without cooling.
  • GI galvanizing
  • no. 57 is maintained at 440 ° C. for 100 seconds in the T 2 temperature range shown in Table 3, then, without cooling, is subsequently immersed in a hot dip galvanizing bath at 460 ° C. for 5 seconds for hot dip galvanization And then gradually cooled to 440 ° C. over 20 seconds, and then cooled to room temperature at an average cooling rate of 5 ° C./sec.
  • no. 60 is maintained at 420 ° C.
  • no. 58, 61, and 65 are examples in which, after continuous annealing in accordance with a predetermined pattern, galvanization and alloying treatment are subsequently performed in the T2 temperature range without cooling. That is, after holding for a predetermined time at “holding temperature (° C.)” in the T2 temperature range shown in Table 3, without further cooling, it is subsequently immersed in a hot dip galvanizing bath at 460 ° C. for 5 seconds to perform hot dip galvanization. Then, it is heated to 500 ° C., held at this temperature for 20 seconds to perform alloying treatment, and cooled to room temperature at an average cooling rate of 5 ° C./second.
  • washing processes such as alkaline aqueous solution immersion degreasing, water washing, and acid washing, were performed suitably.
  • test materials meaning including cold-rolled steel plate, EG steel plate, GI steel plate, GA steel plate, and so on.
  • the average distance between residual ⁇ and carbide observed as white or light gray was measured based on the method described above.
  • the area ratio of high-temperature area-produced bainite and low-temperature area-produced bainite distinguished by these average intervals was measured by a point counting method.
  • the area ratio a (area%) of polygonal ferrite, the area ratio b (area%) of high temperature area generated bainite, and the total area ratio c (area%) of low temperature area generated bainite and tempered martensite are shown in Tables 4 and 5 below. Show. In Tables 4 and 5, B is bainite, M is martensite, and PF is polygonal ferrite. Moreover, the total area ratio (area%) of the said area ratio a, the total area ratio b, and the area ratio c is also shown collectively.
  • the surface of the cross section parallel to the rolling direction of the test material is polished and repeller-corrosioned, and the 1 ⁇ 4 position of the plate thickness is observed using an optical microscope for 5 fields of view at an observation magnification of 1000 ⁇ .
  • the equivalent circle diameter d of the MA mixed phase in which martensite was complexed was measured.
  • the proportion of the number of MA mixed phases in which the equivalent circle diameter d in the observed cross section exceeds 7 ⁇ m was calculated relative to the total number of MA mixed phases. If the number ratio is less than 15% (including 0%), the result is accepted (OK), and if it is 15% or more, the evaluation result is rejected (NG). It shows in the column of a result.
  • the low temperature toughness was evaluated by the brittle fracture surface percentage (%) at the time of the Charpy impact test at ⁇ 20 ° C. based on JIS Z2242. However, the width of the test specimen was 1.4 mm, the same as the plate thickness. As the test piece, a V-notch test piece cut out from the test material was used such that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the test material. The measurement results are shown in the column "Low-temperature toughness (%)" in Tables 6 and 7 below.
  • the angle between the die and the punch was 90 °, and the V-bending test was performed by changing the tip radius of the punch in 0.5 mm steps, and the punch tip radius which can be bent without generation of cracks was determined as the limit bending radius.
  • the measurement results are shown in the column of "limit bending R (mm)" in Tables 6 and 7 below.
  • limit bending R (mm) the punch tip radius which can be bent without generation of cracks was determined as the limit bending radius.
  • the measurement results are shown in the column of "limit bending R (mm)" in Tables 6 and 7 below.
  • the presence or absence of the crack generation was observed using a loupe, and it was judged on the basis of no hair crack generation.
  • the Erichsen value was measured by performing an Erichsen test based on JIS Z2247.
  • the test piece used what was cut out from the sample material so that it might be set to 90 mm x 90 mm x thickness 1.4 mm.
  • the Erichsen test was performed using a punch having a diameter of 20 mm.
  • the measurement results are shown in the column of “Erichsen value (mm)” in Tables 6 and 7 below.
  • the elongation (EL) required for the steel sheet varies depending on the tensile strength (TS)
  • the elongation (EL) was evaluated according to the tensile strength (TS).
  • other favorable mechanical properties such as stretch flangeability ( ⁇ ), bendability (R), and Erichsen value were also set as a function of tensile strength (TS).
  • the low temperature toughness was uniformly determined to have a brittle fracture rate of 10% or less in a Charpy impact test at -20 ° C.
  • the tensile strength (TS) is assumed to be 780 MPa or more and less than 1370 MPa, and when the tensile strength (TS) is less than 780 MPa or 1370 MPa or more, the mechanical properties are good Also treat as excluded. These were described as "-" in the "remarks” column of Tables 6 and 7.
  • the example in which the comprehensive evaluation is not good is a steel plate which does not satisfy any of the requirements specified in the present invention.
  • the details are as follows.
  • No. 5 is an example of holding at 420 ° C. on the high temperature side exceeding the T2 temperature range after soaking, and holding at 320 ° C. on the low temperature side below the T1 temperature range. That is, since the holding in the T1 temperature range and the T2 temperature range is not performed, a desired IQ distribution satisfying the above formulas (1) and (2) can not be obtained, and the low temperature toughness is bad.
  • No. 14 is an example of holding at 440 ° C. on the high temperature side exceeding the T1 temperature range after soaking, and holding at 380 ° C. on the low temperature side below the T2 temperature range. That is, since the holding in the T1 temperature range is not performed, and the reheating treatment in the T2 temperature range after cooling is not performed, a desired IQ distribution satisfying the above formulas (1) and (2) can not be obtained. Low temperature toughness was bad.
  • No. 24 is an example where the average cooling rate when cooling to any temperature T in the T1 temperature range after soaking is too slow.
  • polygonal ferrite and pearlite were generated during cooling, and the amount of residual ⁇ was insufficient. Therefore, the elongation (EL) decreased.
  • No. No. 31 had a long holding time in the T1 temperature range, and the holding temperature in the T2 temperature range was too low, so the amount of residual ⁇ could not be secured and the elongation (EL) decreased.
  • No. No. 32 is a comparative example of a GA steel sheet, and since the quenching termination temperature T in the T1 temperature range and the termination temperature were too low, the amount of residual ⁇ could not be secured, and the elongation (EL) decreased.
  • No. 62 is an example of cooling to room temperature after holding at 430 ° C. on the high temperature side exceeding the T1 temperature range after soaking. Since holding in the T1 temperature range was not performed and reheating treatment in the T2 temperature range after cooling was not performed, a desired IQ distribution satisfying the above equation (2) could not be obtained, and the low temperature toughness was poor.
  • No. 68 is an example in which after holding at 450 ° C. to 420 ° C. on the high temperature side exceeding the T1 temperature range, holding at 350 ° C. on the low temperature side below the T2 temperature range. Since holding in the T1 temperature range was not performed and reheating treatment in the T2 temperature range after cooling was not performed, a desired IQ distribution satisfying the above equation (2) could not be obtained, and the low temperature toughness was poor.
  • No. 69 is an example using the steel type W of Table 1 in which the amount of C is too small. In this example, the amount of residual ⁇ was small. Therefore, the elongation (EL) decreased.
  • No. 70 is an example using the steel type X of Table 1 in which the amount of Si is too small. In this example, the amount of residual ⁇ was small. Therefore, the elongation (EL) decreased.
  • No. 71 is an example using the steel type Y of Table 1 in which the amount of Mn is too small.
  • the amount of Mn is too small.
  • a large amount of polygonal ferrite was formed during cooling, the formation of bainite in the high temperature range was suppressed, and the formation of residual ⁇ was small. Therefore, the elongation (EL) decreased.

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Abstract

　本発明の高強度鋼板は、所定の成分組成を満足する鋼板であり、該鋼板の金属組織は、各所定の面積率を有するポリゴナルフェライト、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト、残留オーステナイトで構成されており、且つ電子線公報散乱回折法による所定の結晶粒の各平均ＩＱを用いた分布が、下記式（１）、（２）を満足する。本発明によれば、７８０ＭＰａ以上の高強度域であっても優れた延性と低温靭性を兼ね備えた高強度鋼板を実現できる。 （ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０・・・（１）σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５・・・（２）

Description

延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
　本発明は、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法に関する。
　自動車業界では、ＣＯ2排出規制など、地球環境問題への対応が急務となっている。一方、乗客の安全性確保という観点から、自動車の衝突安全基準が強化され、乗車空間における安全性を充分に確保できる構造設計が進められている。これらの要求を同時に達成するには、自動車の構造部材として引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を用い、これを更に薄肉化して車体を軽量化することが有効である。しかし一般に、鋼板の強度を大きくすると加工性が劣化するため、上記高強度鋼板を自動車部材に適用するには加工性の改善は避けられない課題である。
　強度と加工性を兼ね備えた鋼板としては、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：変態誘起塑性）鋼板が知られている。ＴＲＩＰ鋼板の一つとして、例えば特許文献１～４のように、母相をベイニティックフェライトとし、残留オーステナイト（以下、「残留γ」と表記することがある。）を含むＴＢＦ鋼板（ＴＲＩＰ　ａｉｄｅｄ　ｂａｎｉｔｉｃ　ｆｅｒｒｉｔｅ）が知られている。ＴＢＦ鋼板では、硬質のベイニティックフェライトによって高い強度が得られ、ベイニティックフェライトの境界に存在する微細な残留γによって良好な伸び（ＥＬ）と伸びフランジ性（λ）が得られる。
　上記特性に加えて高強度鋼板には、低温での衝突安全性向上のため低温靭性の向上が望まれているが、ＴＲＩＰ鋼板は低温靭性に劣ることが知られており、低温靭性については全く考慮されていないのが現状である。
特開２００５－２４０１７８号公報 特開２００６－２７４４１７号公報 特開２００７－３２１２３６号公報 特開２００７－３２１２３７号公報
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板について、良好な延性を有すると共に、低温靭性に優れた特性を有する高強度鋼板、およびその製造方法を提供することにある。
　上記課題を解決し得た本発明に係る延性および低温靭性に優れた高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．５％、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：１．５～３％、Ａｌ：０．００５～１．０％、Ｐ：０％超０．１％以下、およびＳ：０％超０．０５％以下を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
　該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを含み、
　（１）金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、
　（１ａ）前記ポリゴナルフェライトの面積率ａが金属組織全体に対して１０～５０％であり、
　（１ｂ）前記ベイナイトは、
　隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトと、
　隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、
　前記高温域生成ベイナイトの面積率ｂが金属組織全体に対して０％超８０％以下、
　前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率ｃが金属組織全体に対して０％超８０％以下を満足し、
　（２）飽和磁化法で測定した残留オーステナイトの体積率が金属組織全体に対して５％以上、
　（３）電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）で測定される方位差３°以上の境界で囲まれる領域を結晶粒と定義したときに、該結晶粒のうち体心立方格子（体心正方格子を含む）の結晶粒毎に解析したＥＢＳＤパターンの鮮明度に基づく各平均ＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ）を用いた分布が、下記式（１）、（２）を満足するところに要旨を有する。
　　（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０・・・（１）
　　σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５・・・（２）
　　式中、
　　　ＩＱａｖｅは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの平均値
　　　ＩＱｍｉｎは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最小値
　　　ＩＱｍａｘは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最大値
　　　σＩＱは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの標準偏差を表す。
　本発明においては、前記高温域生成ベイナイトの面積率ｂが金属組織全体に対して１０～８０％、前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率ｃが金属組織全体に対して１０～８０％を満足することも好ましい実施態様である。
　また本発明においては、前記金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ混合相が存在している場合には、前記ＭＡ混合相の全個数に対して、円相当直径ｄが７μｍ超を満足するＭＡ混合相の個数割合が０％以上１５％未満であることも好ましい実施態様である。
　更に前記ポリゴナルフェライト粒の平均円相当直径Ｄが、０μｍ超１０μｍ以下であることも好ましい実施態様である。
　また本発明の前記鋼板は、以下の（ａ）～（ｅ）の少なくとも１つを含有することが好ましい。
（ａ）Ｃｒ：０％超１％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下、およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（ｄ）Ｂ：０％超０．００５％以下
（ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、および希土類元素：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
　更に前記鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を有していることも好ましい。
　また本発明には上記高強度鋼板を製造する方法も包含されており、上記成分組成を満足する鋼材を８００℃以上、Ａｃ3点－１０℃以下の温度域に加熱する工程と、
　該温度域で５０秒間以上保持して均熱した後、
　１５０℃以上、４００℃以下（但し、下記式で表されるＭｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点以下）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、且つ下記式（３）を満たすＴ１温度域で、１０～２００秒保持し、
　次いで、下記式（４）を満たすＴ２温度域に加熱し、この温度域で５０秒間以上保持してから冷却することに要旨を有する。
　　　１５０℃≦Ｔ１（℃）≦４００℃ ・・・（３）
　　　４００℃＜Ｔ２（℃）≦５４０℃ ・・・（４）
　　　Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｖｆ／１００）－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］
　式中、Ｖｆは別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値を意味する。また式中、［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算する。
　更に本発明の上記製造方法には、上記式（４）を満たす温度域で保持した後、冷却し、次いで電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行うこと、あるいは上記式（４）を満たす温度域で溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行うことも含まれる。
　本発明によれば、金属組織全体に対する面積率が１０～５０％を満足するようにポリゴナルフェライトを生成させたうえで、低温域で生成するベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト（以下、「低温域生成ベイナイト等」と表記することがある）と、高温域で生成するベイナイト（以下、「高温域生成ベイナイト」と表記することがある）とを両方生成させ、かつ電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）にて測定した体心立方格子（ＢＣＣ：Ｂｏｄｙ　Ｃｅｎｔｅｒｅｄ　Ｃｕｂｉｃ）結晶（体心正方格子（ＢＣＴ：Ｂｏｄｙ　Ｃｅｎｔｅｒｅｄ　Ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ）結晶を含む、以下同じ）の結晶粒ごとのＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ）分布が、式（１）、式（２）を満足するように制御することによって、７８０ＭＰａ以上の高強度域であっても優れた延性と低温靭性を兼ね備えた高強度鋼板を実現できる。また本発明によれば、該高強度鋼板の製造方法を提供できる。
図１は、隣接する残留オーステナイトおよび／または炭化物の平均間隔の一例を示す模式図である。 図２Ａは、旧γ粒内に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の両方が混合して生成している様子を模式的に示す図である。 図２Ｂは、旧γ粒毎に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等が夫々生成している様子を模式的に示す図である。 図３は、Ｔ１温度域とＴ２温度域におけるヒートパターンの一例を示す模式図である。 図４は、式（１）が０．４０未満であって、式（２）が０．２５以下のＩＱ分布図である。 図５は、式（１）が０．４０以上であって、式（２）が０．２５超のＩＱ分布図である。 図６は、式（１）が０．４０以上であって、式（２）が０．２５以下のＩＱ分布図である。
　本発明者らは、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の延性、および低温靭性を改善するために検討を重ねてきた。その結果、
（１）鋼板の金属組織を、所定の割合を有するポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトとを含む混合組織とし、特にベイナイトとして、
（１ａ）隣接する残留γ同士、隣接する炭化物同士、或いは隣接する残留γと隣接する炭化物（以下、これらをまとめて「残留γ等」と表記することがある。）の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトと、
（１ｂ）残留γ等の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイトの２種類のベイナイトを生成させれば、優れた伸びを有する高強度鋼板を提供できること、
（２）さらに体心立方格子（体心正方格子含む）の結晶粒ごとのＩＱ分布が、式（１）［（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０］、および式（２）［（σＩＱ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５］の関係を満足するよう制御することで、低温靭性に優れた高強度鋼板を提供できること、
（３）上記ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを所定量生成させ、かつ上記式（１）、式（２）を満足する所定のＩＱ分布を実現するには、所定の成分組成を満足する鋼板を８００℃以上、Ａｃ3点－１０℃以下の二相温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持して均熱した後、１５０℃以上、４００℃以下（但し、Ｍｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点以下）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、且つ式（３）［１５０℃≦Ｔ１（℃）≦４００℃］を満たすＴ１温度域で、１０～２００秒間保持した後、式（４）［４００℃＜Ｔ２（℃）≦５４０℃］を満たすＴ２温度域に加熱し、該温度域で５０秒間以上保持すればよいことを見出し、本発明を完成した。
　以下、本発明に係る高強度鋼板について説明する。まず、本発明に係る高強度鋼板のＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ）分布について説明する。
　［ＩＱ分布］
　本発明ではＥＢＳＤによる測定点間の結晶方位差が３°以上である境界で囲まれた領域を「結晶粒」と定義し、ＩＱとして、体心立方格子（体心正方格子を含む）の結晶粒毎に解析したＥＢＳＤパターンの鮮明度に基づく各平均ＩＱを用いる。以下では、上記の各平均ＩＱを単に「ＩＱ」ということがある。上記結晶方位差を３°以上としたのは、ラス境界を除外する趣旨である。なお、体心正方格子は、Ｃ原子が、体心立方格子内の特定の侵入型位置に固溶することで、格子が一方向に伸長したものであり、構造自体は体心立方格子と同等であるため、低温靭性に及ぼす効果も同等である。また、ＥＢＳＤでも、これら格子を区別することはできない。したがって、本発明では体心立方格子の測定には体心正方格子を含むものとした。
　ＩＱとはＥＢＳＤパターンの鮮明度である。ＩＱは結晶中の歪量に影響を受けることが知られており、具体的にはＩＱが小さいほど、結晶中に歪が多く存在する傾向にある。本発明者らは結晶粒の歪みと低温靭性との関係に着目して研究を重ねた。まず、ＥＢＳＤによる各測定点毎のＩＱ、すなわち、歪みの多い面積と歪みの少ない面積の関係から低温靭性に与える影響を検討したが、各測定点のＩＱと低温靭性との関係性は見出せなかった。一方、結晶粒毎の平均ＩＱ、すなわち、歪みの多い結晶粒数と歪みの少ない結晶粒数の関係から低温靭性に与える影響を検討した結果、歪みの少ない結晶粒が歪みの多い結晶粒に対して相対的に多くなるように制御すれば、低温靭性を向上できることがわかった。そしてフェライトおよび残留γを含有する金属組織であっても、鋼板の体心立方格子（体心正方格子含む）を有する各結晶粒のＩＱ分布を下記式（１）、式（２）を満足するように適切に制御すれば、良好な低温靭性が得られることを見出した。
　　（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０・・・（１）
　　σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５・・・（２）
　　式中、
　　　ＩＱａｖｅは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの平均値
　　　ＩＱｍｉｎは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最小値
　　　ＩＱｍａｘは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最大値
　　　σＩＱは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの標準偏差を表す。
　上記各結晶粒の平均ＩＱ値は、供試材の圧延方向に平行な断面を研磨し、板厚の１／４位置にて、１００μｍ×１００μｍの領域を測定領域とし、１ステップ：０．２５μｍで１８万点のＥＢＳＤ測定を行い、この測定結果から求められる各結晶粒のＩＱの平均値である。なお、測定領域の境界線で一部が分断された結晶粒は測定対象から除外し、測定領域内に一つの結晶粒が完全に収まっている結晶粒のみを対象とする。
　またＩＱの解析においては信頼性を確保する観点からＣＩ（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ　Ｉｎｄｅｘ）＜０．１の測定点を解析から除外する。ＣＩは、データの信頼度であり、各測定点で検出されたＥＢＳＤパターンが、指定された結晶系、例えば鉄の場合は体心立方格子あるいは面心立方格子（ＦＣＣ：Ｆａｃｅ　Ｃｅｎｔｅｒｅｄ　Ｃｕｂｉｃ）のデータベース値との一致度を示す指標である。
　更に上記式（１）、式（２）の計算においては、異常値を除外する観点から最大側、および最小側それぞれにおいて全データから２％のデータを除外した値を用いる。
　また上記式（１）、および式（２）では、検出器の影響などによりＩＱの絶対値が変動することを考慮して、ＩＱｍｉｎ、ＩＱｍａｘを用いて相対化している。
　ＩＱａｖｅと、σＩＱは低温靭性への影響を示す指標であり、ＩＱａｖｅが大きく、かつ、σＩＱが小さいと良好な低温靭性が得られる。良好な低温靭性を確保する観点からは、式（１）は０．４０以上、好ましくは０．４２以上、より好ましくは０．４５以上である。式（１）の値が高い程、歪みの少ない結晶粒が多く、より優れた低温靭性が得られるため、上限は特に限定されないが、例えば、０．８０以下である。一方、式（２）は０．２５以下、好ましくは０．２４以下、より好ましくは０．２３以下である。式（２）の値が小さいほど、ヒストグラムで表される結晶粒のＩＱ分布がシャープになり、低温靭性向上に好ましい分布となるため下限は特に限定されないが、例えば、０．１５以上である。
　本発明では上記式（１）、式（２）を両方満足することで優れた低温靭性が得られる。図４は、式（１）が０．４０未満であって、式（２）が０．２５以下のＩＱ分布図である。また図５は、式（１）が０．４０以上であって、式（２）が０．２５超のＩＱ分布図である。これらは式（１）、あるいは式（２）のいずれかしか満たさないため低温靭性が悪い。図６は、式（１）、式（２）を両方満足するＩＱ分布図であり、低温靭性が良好である。
　定性的には、図６のように、ＩＱｍｉｎからＩＱｍａｘの範囲内の平均ＩＱの大きい結晶粒側、すなわち式（１）の値が０．４０以上となる箇所において、ピークとなる結晶粒数が多いシャープな山状の分布、すなわち式（２）の値が０．２５以下となるようなＩＱ分布であれば、低温靭性が向上する。低温靭性が向上する理由は必ずしも明確ではないが、式（１）と式（２）を満足すれば、歪みの少ない結晶粒、すなわち高ＩＱ結晶粒が、歪の多い結晶粒、すなわち低ＩＱ結晶粒に対して相対的に多くなり、脆性破壊の起点となる高歪の結晶粒が抑制されるためと考えられる。
　次に、本発明に係る高強度鋼板を特徴づける金属組織について説明する。本発明に係る高強度鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留γを含む混合組織である。
　［ポリゴナルフェライト］
　ポリゴナルフェライトは、ベイナイトに比べて軟質であり、鋼板の伸びを高めて加工性を改善するのに作用する組織である。こうした作用を発揮させるには、ポリゴナルフェライトの面積率は、金属組織全体に対して１０％以上、好ましくは１５％以上、より好ましくは２０％以上、更に好ましくは２５％以上である。しかしポリゴナルフェライトの生成量が過剰になると、強度が低くなるため、面積率は５０％以下、好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下である。
　上記ポリゴナルフェライト粒の平均円相当直径Ｄは、１０μｍ以下（０μｍを含まない）であることが好ましい。ポリゴナルフェライト粒の平均円相当直径Ｄを小さくし、細かく分散させることによって、伸びを一段と向上させることができる。この詳細なメカニズムは明らかではないが、ポリゴナルフェライトを微細化することによって、金属組織全体に対するポリゴナルフェライトの分散状態が均一になるため、不均一な変形が起こりにくくなり、これが伸びの一層の向上に寄与していると考えられる。すなわち、本発明の鋼板の金属組織が、ポリゴナルフェライト、残留γ、および残部硬質相の混合組織で構成されている場合、ポリゴナルフェライト粒の粒径が大きくなると、個々の組織の大きさにバラツキが生じる。そのため、不均一な変形が生じて歪みが局所的に集中して加工性、特に、ポリゴナルフェライト生成による伸び向上作用を改善することが難しくなると考えられる。したがってポリゴナルフェライトの平均円相当直径Ｄは、好ましくは１０μｍ以下、より好ましくは８μｍ以下、更に好ましくは５μｍ以下、特に好ましくは３μｍ以下である。
　上記ポリゴナルフェライトの面積率および平均円相当直径Ｄは、ＳＥＭ観察によって測定できる。
　［ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト］
　本発明のベイナイトには、ベイニティックフェライトも含まれる。ベイナイトは炭化物が析出した組織であり、ベイニティックフェライトは炭化物が析出していない組織である。
　本発明の鋼板は、ベイナイトが、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等を含む複合ベイナイト組織から構成されているところに特徴がある。複合ベイナイト組織とすることによって加工性全般を改善した高強度鋼板を実現できる。すなわち、高温域生成ベイナイトは、低温域生成ベイナイト等よりも軟質であるため、鋼板の伸び（ＥＬ）を高めて加工性を改善するのに寄与する。一方、低温域生成ベイナイト等は、炭化物および残留γが小さく、変形に際して応力集中が軽減されるため、鋼板の伸びフランジ性（λ）や曲げ性（Ｒ）を高めて局所変形能を向上して加工性を改善するのに寄与する。そしてこれら２種類のベイナイト組織を含むことにより、良好な局所変形能を確保したうえで、伸びを高めることができ、加工性全般が高められる。これは強度レベルの異なるベイナイト組織を複合化することによって不均一変形が生じるため、加工硬化能が上昇することに起因すると考えられる。
　上記高温域生成ベイナイトとは、比較的高温域で生成するベイナイト組織で、主に４００℃超、５４０℃以下のＴ２温度域で生成する。高温域生成ベイナイトは、ナイタール腐食した鋼板断面をＳＥＭ観察したときに、残留γ等の平均間隔が１μｍ以上になっている組織である。
　一方、上記低温域生成ベイナイトとは、比較的低温域で生成するベイナイト組織で、主に１５０℃以上、４００℃以下のＴ１温度域で生成する。低温域生成ベイナイトは、ナイタール腐食した鋼板断面をＳＥＭ観察したときに、残留γ等の平均間隔が１μｍ未満になっている組織である。
　ここで「残留γ等の平均間隔」とは、鋼板断面をＳＥＭ観察したとき、隣接する残留γ同士の中心位置間距離、隣接する炭化物同士の中心位置間距離、または隣接する残留γと隣接する炭化物との中心位置間距離を測定した結果を平均した値である。上記中心位置間距離は、最も隣接している残留γおよび／または炭化物について測定したときに、各残留γまたは各炭化物の中心位置を求め、この中心位置間の距離を意味する。上記中心位置は、残留γまたは炭化物の長径と短径を決定し、長径と短径が交差する位置とする。
　但し、残留γや炭化物がラスの境界上に析出する場合は、複数の残留γと炭化物が連なってその形態は針状または板状になるため、中心位置間距離は、残留γおよび／または炭化物間の距離ではなく、図１に示すように、残留γおよび／または炭化物１が長径方向に連なって形成する線と線の間隔、すなわち、ラス間距離を中心位置間距離２とする。
　また、焼戻しマルテンサイトは、上記低温域生成ベイナイトと同様の作用を有する組織であり、鋼板の局所変形能向上に寄与する。なお、上記低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、ＳＥＭ観察では区別できないため、本発明では、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトをまとめて「低温域生成ベイナイト等」と呼ぶこととする。
　本発明において、ベイナイトを上記のように生成温度域の相違および残留γ等の平均間隔の相違によって「高温域生成ベイナイト」と「低温域生成ベイナイト等」に区別した理由は、一般的な学術的組織分類ではベイナイトを明瞭に区別し難いからである。例えば、ラス状のベイナイトとベイニティックフェライトは、変態温度に応じて上部ベイナイトと下部ベイナイトに分類される。しかし本発明のようにＳｉを１．０％以上と多く含む鋼では、ベイナイト変態に伴う炭化物の析出が抑制されるため、ＳＥＭ観察では、マルテンサイト組織も含めてこれらを区別することは困難である。そこで本発明では、ベイナイトを学術的な組織定義により分類するのではなく、上記のように生成温度域の相違および残留γ等の平均間隔に基づいて区別した。
　高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の分布状態は特に限定されず、旧γ粒内に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の両方が生成していてもよいし、旧γ粒毎に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等が夫々生成していてもよい。
　高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の分布状態を模式的に図２Ａ、Ｂに示す。図中では、高温域生成ベイナイトには斜線を付し、低温域生成ベイナイト等には細かい点々を付した。図２Ａは、旧γ粒内に高温域生成ベイナイト５と低温域生成ベイナイト等６の両方が混合して生成している様子を示し、図２Ｂは、旧γ粒毎に高温域生成ベイナイト５と低温域生成ベイナイト等６が夫々生成している様子を示す。各図中に示した黒丸は、ＭＡ混合相３を示している。ＭＡ混合相については後述する。
　本発明では、良好な延性を確保する観点から金属組織全体に占める高温域生成ベイナイトの面積率をｂとし、金属組織全体に占める低温域生成ベイナイト等の合計面積率をｃとしたとき、該面積率ｂおよびｃは、いずれも８０％以下を満足することが必要である。ここで、低温域生成ベイナイトの面積率ではなく、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率を規定した理由は、前述したように、これらが同様の作用を有する組織であると共に、ＳＥＭ観察ではこれらの組織を区別できないからである。
　高温域生成ベイナイトの面積率ｂは、８０％以下とする。高温域生成ベイナイトの生成量が過剰になると低温域生成ベイナイト等の複合化による効果が発揮されず、特に良好な延性が得られない。したがって面積率ｂは８０％以下、好ましくは７０％以下、より好ましくは６０％以下、更に好ましくは５０％以下とする。延性に加えて伸びフランジ性、曲げ性、およびエリクセン値を向上させるには、高温域生成ベイナイトの面積率ｂは１０％以上が好ましく、より好ましくは１５％以上、更に好ましくは２０％以上である。
　また、低温域生成ベイナイト等の合計面積率ｃは、８０％以下とする。低温域生成ベイナイト等の生成量が過剰になると高温域生成ベイナイトの複合化による効果が発揮されず、特に良好な延性が得られない。したがって面積率ｃは８０％以下、好ましくは７０％以下、より好ましくは６０％以下、更に好ましくは５０％以下とする。延性に加えて伸びフランジ性、曲げ性、およびエリクセン値を向上させるには、上記高温域生成ベイナイトの面積率ｂを１０％以上とすると共に、低温域生成ベイナイト等の合計面積率ｃを１０％以上とすることが好ましい。低温域生成ベイナイト等の生成量が少な過ぎると鋼板の局所変形能が低下して加工性を改善できない。したがって合計面積率ｃは１０％以上が好ましく、より好ましくは１５％以上、更に好ましくは２０％以上である。
　上述した面積率ｂと合計面積率ｃの関係は、それぞれの範囲が上記範囲を満足していれば特に限定されず、ｂ＞ｃ、ｂ＜ｃ、ｂ＝ｃのいずれの態様も含まれる。
　高温域生成ベイナイトと、低温域生成ベイナイト等の混合比率は、鋼板に要求される特性に応じて定めればよい。具体的には、鋼板の加工性のうち局所変形能；特に、伸びフランジ性（λ）を一層向上させるには、高温域生成ベイナイトの比率をできるだけ小さくし、低温域生成ベイナイト等の比率をできるだけ大きくすればよい。一方、鋼板の加工性のうち伸びを一層向上させるには、高温域生成ベイナイトの比率をできるだけ大きくし、低温域生成ベイナイト等の比率をできるだけ小さくすればよい。また、鋼板の強度を一層高めるには、低温域生成ベイナイト等の比率をできるだけ大きくし、高温域生成ベイナイトの比率をできるだけ小さくすればよい。
　［ポリゴナルフェライト＋ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト］
　本発明では、ポリゴナルフェライトの面積率ａ、高温域生成ベイナイトの面積率ｂ、および低温域生成ベイナイト等の合計面積率ｃの合計（以下、「ａ＋ｂ＋ｃの合計面積率」という）が、金属組織全体に対して７０％以上を満足していることが好ましい。合計面積率（ａ＋ｂ＋ｃ）が７０％を下回ると、伸びが劣化することがある。ａ＋ｂ＋ｃの合計面積率は、より好ましくは７５％以上、更に好ましくは８０％以上である。ａ＋ｂ＋ｃの合計面積率の上限は、飽和磁化法で測定される残留γの占積率を考慮して決定されるが、例えば、９５％である。
　［残留γ］
　残留γは、鋼板が応力を受けて変形する際にマルテンサイトに変態することによって変形部の硬化を促し、歪の集中を防ぐ効果があり、それにより均一変形能が向上して良好な伸びを発揮する。こうした効果は、一般的にＴＲＩＰ効果と呼ばれている。
　これらの効果を発揮させるために、金属組織全体に対する残留γの体積率は、飽和磁化法で測定したとき、５体積％以上含有させる必要がある。残留γは、好ましくは８体積％以上、より好ましくは１０体積％以上である。しかし残留γの生成量が多くなり過ぎると、後述するＭＡ混合相も過剰に生成し、ＭＡ混合相が粗大化し易くなるため、局所変形能を低下させてしまう。したがって残留γの上限は好ましくは３０体積％以下、より好ましくは２５体積％以下である。
　残留γは、ラス間に生成することもあれば、ラス状組織の集合体、例えば、ブロックやパケットなどや旧γの粒界上に、後述するＭＡ混合相の一部として塊状に存在することもある。
　［その他］
　本発明に係る鋼板の金属組織は、上述したように、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留γを含み、これらのみから構成されていてもよいが、本発明の効果を損なわない範囲で、（ａ）焼入れマルテンサイトと残留γとが複合したＭＡ混合相や、（ｂ）パーライト等の残部組織が存在してもよい。
　（ａ）ＭＡ混合相
　ＭＡ混合相は、焼入れマルテンサイトと残留γとの複合相として一般的に知られており、最終冷却前までは未変態のオーステナイトとして存在していた組織の一部が、最終冷却時にマルテンサイトに変態し、残りはオーステナイトのまま残存することによって生成する組織である。こうして生成するＭＡ混合相は、熱処理、特に、Ｔ２温度域で保持するオーステンパ処理の過程で炭素が高濃度に濃化し、しかも一部がマルテンサイト組織になっているため、非常に硬い組織である。そのためベイナイトとＭＡ混合相との硬度差は大きく、変形に際して応力が集中してボイド発生の起点となりやすいので、ＭＡ混合相が過剰に生成すると、伸びフランジ性や曲げ性が低下して局所変形能が低下する。また、ＭＡ混合相が過剰に生成すると、強度が高くなり過ぎる傾向がある。ＭＡ混合相は、ＣおよびＳｉ含有量が多くなるほど生成し易くなるが、その生成量はできるだけ少ない方が好ましい。
　ＭＡ混合相は、金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して好ましくは３０面積％以下、より好ましくは２５面積％以下、更に好ましくは２０面積％以下である。
　ＭＡ混合相は、円相当直径ｄが７μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合が、ＭＡ混合相の全個数に対して０％以上１５％未満であることが好ましい。円相当直径ｄが７μｍを超える粗大なＭＡ混合相は、局所変形能に悪影響を及ぼす。円相当直径ｄが７μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合は、ＭＡ混合相の全個数に対してより好ましくは１０％未満、更に好ましくは５％未満である。
　円相当直径ｄが７μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合は、圧延方向に平行な断面表面を光学顕微鏡で観察して算出すればよい。
　なお、ＭＡ混合相の粒径が大きくなるほどボイドが発生し易くなる傾向が実験により認められたため、ＭＡ混合相の円相当直径ｄはできるだけ小さいことが推奨される。
　（ｂ）パーライト
　パーライトは、金属組織をＳＥＭ観察したときに、金属組織全体に対して好ましくは２０面積％以下である。パーライトの面積率が２０％を超えると、伸びが劣化し、加工性の改善が難しくなる。パーライトの面積率は、金属組織全体に対してより好ましくは１５％以下、更に好ましくは１０％以下、特に好ましくは５％以下である。
　上記の金属組織は、次の手順で測定できる。
　［ＳＥＭ観察］
　高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、ポリゴナルフェライト、およびパーライトは、鋼板の圧延方向に平行な断面のうち、板厚の１／４位置をナイタール腐食し、倍率３０００倍程度でＳＥＭ観察すれば識別できる。
　ポリゴナルフェライトは、結晶粒の内部に上述した白色もしくは薄い灰色の残留γ等を含まない結晶粒として観察される。
　高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等は、主に灰色で観察され、結晶粒の中に白色もしくは薄い灰色の残留γ等が分散している組織として観察される。したがってＳＥＭ観察によれば、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等には、残留γや炭化物も含まれるため、残留γと炭化物を含めた面積率として算出される。
　パーライトは、炭化物とフェライトが層状になった組織として観察される。
　鋼板の断面をナイタール腐食すると、炭化物と残留γは、いずれも白色もしくは薄い灰色の組織として観察され、両者を区別することは困難である。これらのうち例えば、セメンタイトなどの炭化物は、低温域で生成するほど、ラス間よりもラス内に析出する傾向があるため、炭化物同士の間隔が広い場合は、高温域で生成したと考えられ、炭化物同士の間隔が狭い場合は、低温域で生成したと考えることができる。残留γは、通常ラス間に生成するが、ラスの大きさは組織の生成温度が低くなるほど小さくなるため、残留γ同士の間隔が広い場合は、高温域で生成したと考えられ、残留γ同士の間隔が狭い場合は、低温域で生成したと考えることができる。したがって本発明ではナイタール腐食した断面をＳＥＭ観察し、観察視野内に白色または薄い灰色として観察される残留γと炭化物に着目し、隣接する残留γおよび／または炭化物間の中心位置間距離を測定したときに、この平均値（平均間隔）が１μｍ以上である組織を高温域生成ベイナイト、平均間隔が１μｍ未満である組織を低温域生成ベイナイト等とする。
　［飽和磁化法］
　残留γは、ＳＥＭ観察による組織の同定ができないため、飽和磁化法により体積率を測定する。このようにして得られる残留γの体積率はそのまま面積率と読み替えることができる。飽和磁化法による詳細な測定原理は、「Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報、Ｖｏｌ．５２、Ｎｏ．３、２００２年、ｐ．４３～４６」を参照すればよい。
　このように本発明では、残留γの体積率は飽和磁化法で測定しているのに対し、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等の面積率はＳＥＭ観察で残留γを含めて測定しているため、これらの合計は１００％を超える場合がある。
　［光学顕微鏡観察］
　ＭＡ混合相は、鋼板の圧延方向に平行な断面のうち、板厚の１／４位置をレペラー腐食し、倍率１０００倍程度で光学顕微鏡観察したとき、白色組織として観察される。
　次に、本発明に係る高強度鋼板の化学成分組成について説明する。
　≪成分組成≫
　本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．５％、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：１．５～３％、Ａｌ：０．００５～１．０％を含有し、且つＰ：０％超０．１％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板である。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
　［Ｃ：０．１０～０．５％］
　Ｃは、鋼板の強度を高めると共に、残留γを生成させるために必要な元素である。したがってＣ量は０．１０％以上、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｃを過剰に含有すると溶接性が低下する。したがってＣ量は０．５％以下、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２０％以下とする。
　［Ｓｉ：１．０～３．０％］
　Ｓｉは、固溶強化元素として鋼板の高強度化に寄与するほか、後述するＴ１温度域およびＴ２温度域での保持中、すなわち、オーステンパ処理中に炭化物が析出するのを抑制し、残留γを効果的に生成させるうえで大変重要な元素である。したがってＳｉ量は１．０％以上、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．３％以上である。しかしＳｉを過剰に含有すると、焼鈍での加熱・均熱時にγ相への逆変態が起こらず、ポリゴナルフェライトが多量に残存し、強度不足になる。また、熱間圧延の際に鋼板表面にＳｉスケールを発生して鋼板の表面性状を悪化させる。したがってＳｉ量は３．０％以下、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。
　［Ｍｎ：１．５～３％］
　Ｍｎは、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを得るために必要な元素である。またＭｎは、オーステナイトを安定化させて残留γを生成させるのにも有効に作用する元素である。こうした作用を発揮させるために、Ｍｎ量は１．５％以上、好ましくは１．８％以上、より好ましくは２．０％以上とする。しかしＭｎを過剰に含有すると、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。また、Ｍｎの過剰添加は、溶接性の劣化や偏析による加工性の劣化を招く。したがってＭｎ量は３％以下、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．７％以下とする。
　［Ａｌ：０．００５～１．０％］
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、オーステンパ処理中に炭化物が析出するのを抑制し、残留γを生成させるのに寄与する元素である。またＡｌは、製鋼工程で脱酸剤として作用する元素である。したがってＡｌ量は０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上とする。しかしＡｌを過剰に含有すると、鋼板中の介在物が多くなり過ぎて延性が劣化する。したがってＡｌ量は１．０％以下、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下とする。
　［Ｐ：０％超０．１％以下］
　Ｐは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｐ量が過剰になると鋼板の溶接性が劣化する。したがってＰ量は０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｐ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にするのは工業的に困難である。
　［Ｓ：０％超０．０５％以下］
　Ｓは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、上記Ｐと同様、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。またＳは、鋼板中に硫化物系介在物を形成し、これが増大すると加工性が低下する。したがってＳ量は０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｓ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にするのは工業的に困難である。
　本発明に係る高強度鋼板は、上記成分組成を満足するものであり、残部成分は鉄および上記Ｐ、Ｓ以外の不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、ＮやＯ（酸素）、トランプ元素（例えば、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎなど）などが含まれる。不可避不純物のうち、Ｎ量は０％超０．０１％以下、Ｏ量は０％超０．０１％以下であることが好ましい。
　［Ｎ：０％超０．０１％以下］
　Ｎは、鋼板中に窒化物を析出させて鋼板の強化に寄与する元素であるが、Ｎを過剰に含有すると、窒化物が多量に析出して伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の劣化を引き起こす。したがってＮ量は０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。
　［Ｏ：０％超０．０１％以下］
　Ｏ（酸素）は、過剰に含有すると伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の低下を招く元素である。したがってＯ量は０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
　本発明の鋼板は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：０％超１％以下およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種以上の元素、
（ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素、
（ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種以上の元素、
（ｄ）Ｂ：０％超０．００５％以下、
（ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下および希土類元素：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素、等を含有してもよい。
　（ａ）［Ｃｒ：０％超１％以下およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種以上の元素］
　ＣｒとＭｏは、上記Ｍｎと同様に、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを得るために有効に作用する元素である。これらの元素は、単独で、あるいは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、ＣｒとＭｏは、夫々単独で、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上である。しかしＣｒとＭｏの含有量が、夫々１％を超えると、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制され、残留γ量が減少する。また、過剰な添加はコスト高となる。したがってＣｒとＭｏは、夫々好ましくは１％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｒとＭｏを併用する場合は、合計量を１．５％以下とすることが推奨される。
　（ｂ）［Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素］
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、鋼板中に炭化物や窒化物等の析出物を形成し、鋼板を強化すると共に、旧γ粒の微細化によりポリゴナルフェライト粒を細かくする作用も有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、夫々単独で、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。しかし過剰に含有すると、粒界に炭化物が析出し、鋼板の伸びフランジ性や曲げ性が劣化する。したがってＴｉ、ＮｂおよびＶは、夫々単独で、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１％以下である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、夫々単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上の元素を含有させてもよい。
　（ｃ）［Ｃｕ：０％超１％以下およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種以上の元素］
　ＣｕとＮｉは、γを安定化させて残留γを生成させるのに有効に作用する元素である。これらの元素は、単独で、あるいは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、ＣｕとＮｉは、夫々単独で好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上である。しかしＣｕとＮｉを過剰に含有すると、熱間加工性が劣化する。したがってＣｕとＮｉは、夫々単独で好ましくは１％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。なお、Ｃｕを１％を超えて含有させると熱間加工性が劣化するが、Ｎｉを添加すれば熱間加工性の劣化は抑制されるため、ＣｕとＮｉを併用する場合は、コスト高となるが１％を超えてＣｕを添加してもよい。
　（ｄ）［Ｂ：０％超０．００５％以下］
　Ｂは、上記Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏと同様に、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを生成させるのに有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂは好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上である。しかしＢを過剰に含有すると、鋼板中にホウ化物を生成して延性を劣化させる。またＢを過剰に含有すると、上記ＣｒやＭｏと同様に、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。したがってＢ量は好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
　（ｅ）［Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下および希土類元素：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素］
　Ｃａ、Ｍｇおよび希土類元素（ＲＥＭ）は、鋼板中の介在物を微細分散させるのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃａ、Ｍｇおよび希土類元素は、夫々単独で、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上である。しかし過剰に含有すると、鋳造性や熱間加工性などを劣化させ、製造し難くなる。また、過剰添加は、鋼板の延性を劣化させる原因となる。したがってＣａ、Ｍｇおよび希土類元素は、夫々単独で、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
　上記希土類元素とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味であり、これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有させるのがよい。
　≪製造方法≫
　次に、上記高強度鋼板の製造方法について説明する。上記高強度鋼板は、上記成分組成を満足する鋼板を８００℃以上、Ａｃ3点－１０℃以下の二相温度域に加熱する工程と、
該温度域で５０秒間以上保持して均熱する工程と、１５０℃以上、４００℃以下（但し、Ｍｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点以下）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却する工程と、下記式（３）を満たすＴ１温度域で１０～２００秒間保持する工程と、下記式（４）を満たすＴ２温度域で５０秒間以上保持する工程と、をこの順で含むことによって製造できる。
１５０℃≦Ｔ１（℃）≦４００℃　　・・・（３）
４００℃＜Ｔ２（℃）≦５４０℃　　・・・（４）
　特に本発明では上記二相域で均熱した後、上記Ｔ１温度域で冷却・保持した後、上記Ｔ２温度域まで再加熱・保持してから高強度鋼板を得る製造方法において、加熱温度や冷却温度、および保持時間や冷却速度などの製造条件を適切に制御することで、例えば図６に示すような本発明で規定する適切なＩＱ分布とすることができる。なお、後記実施例でも示すように従来から知られているＴＲＩＰ鋼板の製造方法、例えば二相域で均熱した後、ベイナイト変態温度域まで冷却・保持する一般的なＴＲＩＰ鋼板の製造方法では、例えば図５に示すようなＩＱ分布となる傾向があり、十分な低温靭性が得られない。
　［熱延および冷延］
　まず、スラブを常法に従って熱間圧延し、得られた熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板を準備する。熱間圧延は、仕上げ圧延温度を、例えば８００℃以上、巻取り温度を、例えば７００℃以下とすればよい。冷間圧延では、冷延率を例えば１０～７０％の範囲として圧延すればよい。
　［均熱］
　このようにして得られた冷延鋼板を均熱工程に付す。具体的には、連続焼鈍ラインで、８００℃以上、Ａｃ3点－１０℃以下の温度域に加熱し、この温度域で５０秒間以上保持して均熱する。
　加熱温度をフェライトとオーステナイトの二相温度域に制御することによって、所定量のポリゴナルフェライトを生成させることができる。加熱温度が高すぎるとオーステナイト単相域となり、ポリゴナルフェライトの生成が抑制されるため、鋼板の伸びを改善できず、加工性が劣化する。したがって加熱温度は、Ａｃ3点－１０℃以下、好ましくはＡｃ3点－１５℃以下、より好ましくはＡｃ3点－２０℃以下とする。一方、加熱温度が８００℃を下回ると、ポリゴナルフェライト量が過剰となって強度が低下する。また、冷間圧延による展伸組織が残存し、伸びも低下する。したがって加熱温度は、８００℃以上、好ましくは８１０℃以上、より好ましくは８２０℃以上である。
　上記温度域での均熱時間は５０秒以上である。均熱時間が５０秒を下回ると、鋼板を均一に加熱できないため、炭化物が未固溶のまま残存し、残留γの生成が抑制され、延性が低下する。したがって均熱時間は５０秒以上、好ましくは１００秒以上とする。しかし均熱時間が長過ぎると、オーステナイト粒径が大きくなり、それに伴いポリゴナルフェライト粒も粗大化し、伸びおよび局所変形能が悪くなる傾向がある。したがって均熱時間は、好ましくは５００秒以下、より好ましくは４５０秒以下である。
　なお、上記冷延鋼板を、上記二相温度域に加熱するときの平均加熱速度は、例えば１℃／秒以上とすればよい。
　本発明においてＡｃ3点は、「レスリー鉄鋼材料科学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、Ｐ．２７３）に記載されている下記式（ａ）から算出できる。式（ａ）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ3（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］・・・（ａ）
　［冷却工程］
　上記二相温度域に加熱して５０秒間以上保持して均熱化した後、１５０℃以上、４００℃以下（但し、Ｍｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点以下）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１０℃／秒以上で急冷する。以下では、上記Ｔを「急冷停止温度Ｔ」ということがある。均熱後、二相温度域から急冷停止温度Ｔまでの範囲を急冷することによって、所定量のポリゴナルフェライトを確保しつつ、低温域生成ベイナイトや高温域生成ベイナイトの生成促進に有効なマルテンサイトを生成させることができる。
　［急冷停止温度Ｔ］
　急冷停止温度Ｔが１５０℃を下回ると、マルテンサイトの生成量が多くなって残留γ量が不足し、伸びが劣化する。冷却停止温度Ｔは１５０℃以上、好ましくは１６０℃以上、より好ましくは１７０℃以上である。一方、急冷停止温度Ｔが４００℃を超えると（但し、Ｍｓ点が４００℃より低い場合はＭｓ点を超えると）、所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が劣化する。したがって、急冷停止温度Ｔは４００℃以下（但し、Ｍｓ点が４００℃より低い場合はＭｓ点以下）、好ましくは３８０℃（但し、Ｍｓ点－２０℃が３８０℃より低い場合はＭｓ点－２０℃）以下、より好ましくは３５０℃（但し、Ｍｓ点－５０℃が３５０℃より低い場合はＭｓ点－５０℃）以下である。
　なお、本発明においてＭｓ点は、上記「レスリー鉄鋼材料科学」（Ｐ．２３１）に記載されている式に、フェライト分率（Ｖｆ）を考慮した下記式（ｂ）から算出できる。式（ｂ）中、［　］は、各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｖｆ／１００）－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］・・・（ｂ）
ここで、Ｖｆはフェライト分率（面積％）を表すが、フェライト分率を製造中に直接測定することは困難なため、別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値をＶｆとする。
　二相温度域から急冷停止温度Ｔまでの平均冷却速度が１０℃／秒を下回ると、フェライトが過剰に生成し、また、パーライト変態を起こしてパーライトが過剰に生成することで、残留γ量が不足し、伸びが低下する。上記温度域の平均冷却速度は、１０℃／秒以上、好ましくは１５℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上である。上記温度域の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度が大きくなり過ぎると温度制御が困難となるため、上限は、例えば１００℃／秒程度であればよい。
　［Ｔ１温度域での保持］
　急冷停止温度Ｔまで冷却した後、上記式（３）で規定する１５０℃以上、４００℃以下のＴ１温度域で所定時間保持することによって、上記式（１）および式（２）を満足する所望のＩＱ分布となり、良好な低温靱性を確保できる。しかし４００℃超の保持温度とすると、上記式（１）や式（２）を満足せず、ＩＱ分布は例えば図４や図５に示す分布となり、十分な低温靱性が得られない。したがってＴ１温度域は４００℃以下、好ましくは３８０℃以下、更に好ましくは３５０℃以下である。一方、保持温度が１５０℃を下回ると、マルテンサイト分率が多くなり過ぎ、残留γ量が減少して、伸びが低下する。したがってＴ１温度域の下限は１５０℃以上、好ましくは１６０℃以上、より好ましくは１７０℃以上である。
　上記式（３）を満たすＴ１温度域で保持する時間は、１０～２００秒間とする。Ｔ１温度域での保持時間が短過ぎると所望のＩＱ分布が得られず、例えば図４や図５に示すようなＩＱ分布となり、低温靱性が劣化する。したがってＴ１温度域での保持時間は１０秒以上、好ましくは１５秒以上、より好ましくは３０秒以上、更に好ましくは５０秒以上である。しかし保持時間が２００秒を超えると、低温域生成ベイナイトが過剰に生成するため、後述するように、Ｔ２温度域で所定時間保持しても所望の残留γ量を確保できなくなり、ＥＬが低下する。したがってＴ１温度域での保持時間は２００秒以下、好ましくは１８０秒以下、より好ましくは１５０秒以下とする。
　本発明において、Ｔ１温度域での保持時間とは、所定の温度で均熱した後、冷却により鋼板の温度が、４００℃となった時点（但し、Ｍｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点）から、Ｔ１温度域で保持した後に加熱を開始し、鋼板の温度が、４００℃に到達するまでの時間を意味する。例えばＴ１温度域での保持時間は、図３中、「ｘ」の区間の時間である。本発明では、後述するようにＴ２温度域で保持した後、室温まで冷却しているため、鋼板はＴ１温度域を再度通過することとなるが、本発明では、この冷却時に通過する時間は、Ｔ１温度域における滞在時間に含めていない。この冷却時には、変態は殆ど完了しているためである。
　上記式（３）を満たすＴ１温度域で保持する方法は、Ｔ１温度域での保持時間が１０～２００秒間であれば特に限定されず、例えば、図３の（ｉ）～（ｉｉｉ）に示すヒートパターンを採用すればよい。但し、本発明はこれに限定する趣旨ではなく、本発明の要件を満足する限り、上記以外のヒートパターンを適宜採用できる。
　このうち図３の（ｉ）は、均熱温度から任意の急冷停止温度Ｔまで急冷した後、この急冷停止温度Ｔで所定時間恒温保持する例であり、恒温保持後、上記式（４）を満足する任意の温度まで加熱している。図３の（ｉ）では、一段階の恒温保持を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、Ｔ１温度域の範囲内であれば、図示しないが保持温度が異なる２段階以上の恒温保持を行ってもよい。
　図３の（ｉｉ）は、均熱温度から任意の急冷停止温度Ｔまで急冷した後、冷却速度を変更し、Ｔ１温度域の範囲内で所定時間かけて冷却した後、上記（４）式を満足する任意の温度まで加熱する例である。図３の（ｉｉ）では、一段階の冷却を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、冷却速度が異なる二段以上の多段冷却を行ってもよい（図示せず）。
　図３の（ｉｉｉ）は、均熱温度から任意の急冷停止温度Ｔまで急冷した後、Ｔ１温度域の範囲内で所定時間かけて加熱した後、上記（４）式を満足する任意の温度まで加熱する例である。図３の（ｉｉｉ）では、一段階の加熱を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、図示しないが昇温速度が異なる二段以上の多段加熱を行ってもよい。
　［Ｔ２温度域での保持］
　上記式（４）で規定する４００℃超、５４０℃以下のＴ２温度域で所定時間保持することによって、残留γを確保しつつ、上記式（１）、式（２）を満足する所望のＩＱ分布を得ることができる。すなわち、５４０℃を超える温度域で保持すると、軟質なポリゴナルフェライトや擬似パーライトが生成し、所望の残留γ量が得られず、伸びを確保できない。したがってＴ２温度域の上限は５４０℃以下、好ましくは５００℃以下、より好ましくは４８０℃以下とする。一方、４００℃以下になると、高温域生成ベイナイト量が低減し、それに伴う未変態部分への炭素濃化が不十分となって残留γ量が少なくなるため、伸びが低下する。したがってＴ２温度域の下限は４００℃超、好ましくは４２０℃以上、より好ましくは４２５℃以上とする。
　上記式（４）を満たすＴ２温度域で保持する時間は、５０秒間以上とする。保持時間が５０秒間より短くなると、上記所望のＩＱ分布が得られず、例えば図３に示すようなＩＱ分布となり、低温靱性が劣化する。また、未変態のオーステナイトが多く残り、しかも、炭素濃化が不充分なため、Ｔ２温度域からの最終冷却時に硬質な焼入れままマルテンサイトが生成する。そのため粗大なＭＡ混合相が多く生成し、強度が高くなり過ぎて伸びが低下する。生産性を向上させる観点からは、Ｔ２温度域での保持時間はできるだけ短くする方が好ましいが、炭素濃化を十分に進めるためには、９０秒間以上とすることが好ましく、より好ましくは１２０秒以上とする。Ｔ２温度域での保持時間の上限は特に限定されないが、長時間保持しても得られる効果は飽和し、また生産性が低下する。更に濃化した炭素が炭化物として析出して残留γを確保できず、伸びが劣化する。そのため、Ｔ２温度域での保持時間は好ましくは１８００秒以下、より好ましくは１５００秒以下、更に好ましくは１０００秒以下、更により好ましくは５００秒以下、更に一層好ましくは３００秒以下である。
　ここで、Ｔ２温度域での保持時間とは、Ｔ１温度域で保持した後に加熱し、鋼板の温度が、４００℃となる時点から、Ｔ２温度域で保持した後に冷却を開始し、鋼板の温度が、４００℃に到達するまでの時間を意味する。例えばＴ２温度域での保持時間は、図３中、「ｙ」の区間の時間である。本発明では上述したように、均熱後、Ｔ１温度域へ冷却する途中で、Ｔ２温度域を通過しているが、本発明では、この冷却時に通過する時間は、Ｔ２温度域における滞在時間に含めない。この冷却時には、滞在時間が短過ぎるため、変態は殆ど起こらないためである。
　上記式（４）を満たすＴ２温度域で保持する方法は、Ｔ２温度域での保持時間が５０秒間以上となれば特に限定されず、上記Ｔ１温度域内におけるヒートパターンのように、Ｔ２温度域における任意の温度で恒温保持してもよいし、Ｔ２温度域内で冷却または加熱してもよい。
　なお、本発明では、低温側のＴ１温度域で保持した後、高温側のＴ２温度域で保持しているが、Ｔ１温度域で生成した低温域生成ベイナイト等については、Ｔ２温度域に加熱され、焼戻しによって下部組織の回復は生じるものの、ラス間隔、すなわち残留γおよび／または炭化物の平均間隔は変化しないことを本発明者らは確認している。
　［めっき］
　上記高強度鋼板の表面には、電気亜鉛めっき層（ＥＧ：Ｅｌｅｃｔｒｏ－Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ）、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ：Ｈｏｔ　Ｄｉｐ　Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）、または合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ：Ａｌｌｏｙｅｄ　Ｈｏｔ　Ｄｉｐ　Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）を形成してもよい。
　電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層の形成条件は特に限定されず、常法の電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理を採用することができる。これにより電気亜鉛めっき鋼板（以下、「ＥＧ鋼板」ということがある）、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＩ鋼板」ということがある）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＡ鋼板」ということがある）が得られる。
　ＥＧ鋼板を製造する場合には、上記鋼板を、例えば、５５℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行う方法が挙げられる。
　ＧＩ鋼板を製造する場合には、上記鋼板を、例えば、温度が約４３０～５００℃に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施し、その後、冷却することが挙げられる。
　ＧＡ鋼板を製造する場合には、上記鋼板を、例えば、上記溶融亜鉛めっき後、５００～５４０℃程度の温度まで加熱して合金化を行ない、冷却することが挙げられる。
　また、ＧＩ鋼板を製造する場合には、上記Ｔ１温度域で保持した後、上記Ｔ２温度域で保持する工程と溶融亜鉛めっき処理を兼ねてもよい。すなわち、Ｔ１温度域で保持した後、上記Ｔ２温度域において、上述した温度域に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施して、溶融亜鉛めっきとＴ２温度域における保持とを兼ねて行ってもよい。また、ＧＡ鋼板を製造する場合には、上記Ｔ２温度域において、溶融亜鉛めっき後、引き続いて合金化処理を施せばよい。
　亜鉛めっき付着量も特に限定されず、例えば、片面あたり１０～１００ｇ／ｍ2程度とすることが挙げられる。
　［本発明の高強度鋼板の利用分野］
　本発明の技術は、特に、板厚が３ｍｍ以下の薄鋼板に好適に採用できる。本発明の鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上で、延性、好ましくは加工性が良好である。また低温靭性も良好であり、例えば－２０℃以下の低温環境下における脆性破壊を抑制できる。この鋼板は、自動車の構造部品の素材として好適に用いられる。自動車の構造部品としては、例えば、フロントやリア部サイドメンバやクラッシュボックスなどの正突部品をはじめ、ピラー類などの補強材（例えば、ベア、センターピラーリインフォースなど）、ルーフレールの補強材、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品、バンパーの補強材やドアインパクトビームなどの耐衝撃吸収部品、シート部品などが挙げられる。また好ましい本発明の構成によれば、温間での加工性も良好であるため、温間成形用の素材としても好適に用いることができる。なお、温間加工とは、５０～５００℃程度の温度範囲で成形することを意味する。
　本願は、２０１３年９月２７日に出願された日本国特許出願第２０１３－２０２５３６号および２０１４年３月３１日に出願された日本国特許出願第２０１４－７１９０７号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１３年９月２７日に出願された日本国特許出願第２０１３－２０２５３６号および２０１４年３月３１日に出願された日本国特許出願第２０１４－７１９０７号の各明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　下記表１に示す化学成分組成の鋼、但し、残部は鉄およびＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ以外の不可避不純物を真空溶製して実験用スラブを製造した。下記表１において、ＲＥＭは、Ｌａを５０％程度、Ｃｅを３０％程度含有するミッシュメタルを用いた。
　下記表１に示した化学成分と、上記式（ａ）に基づいてＡｃ3点、上記式（ｂ）に基づいてＭｓ点を算出した。
　得られた実験用スラブを熱間圧延した後に冷間圧延し、次いで連続焼鈍して供試材を製造した。具体的な条件は次の通りである。
　実験用スラブを１２５０℃で３０分間加熱保持した後、圧下率を約９０％とし、仕上げ圧延温度が９２０℃となるように熱間圧延し、この温度から平均冷却速度３０℃／秒で巻取り温度５００℃まで冷却して巻き取った。巻き取った後、巻取り温度５００℃で３０分間保持し、次いで室温まで炉冷して板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。
　得られた熱延鋼板を酸洗して表面スケールを除去してから、冷延率４６％で冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を製造した。
　得られた冷延鋼板を、下記表２、３に示す「均熱温度（℃）」に加熱し、下記表２、３に示す「均熱時間（秒）」保持して均熱した後、表２、３に示すパターンｉ～ｉｉｉに従って連続焼鈍して供試材を製造した。なお、一部の冷延鋼板については、パターンｉ～ｉｉｉとは異なるステップ冷却等のパターンを施した。これらは表２、３中の「パターン」欄に「－」と表記した。
　（パターンｉ：上記図３の（ｉ）に対応）
　均熱後、下記表２、３に示す「平均冷却速度（℃／秒）」で急冷停止温度Ｔ（℃）まで冷却した後、この急冷停止温度Ｔで下記表２、３に示すＴ１温度域における保持時間（秒）恒温保持し、次いで下記表２、３に示すＴ２温度域における「保持温度（℃）」まで加熱し、この温度で、下記表２、３に示す「保持温度での保持時間（秒）」恒温保持した。
　（パターンｉｉ；上記図３の（ｉｉ）に対応）
　均熱後、下記表２、３に示す「平均冷却速度（℃／秒）」で下記表２、３に示す「急冷停止温度Ｔ（℃）」まで冷却した後、この急冷停止温度Ｔから下記表２、３に示す「終了温度（℃）」まで、下記表２、３に示すＴ１温度域における「保持時間（秒）」をかけて冷却し、次いで下記表２、３に示すＴ２温度域における「保持温度（℃）」まで加熱し、この温度で下記表２、３に示す「保持時間（秒）」恒温保持した。
　（パターンｉｉｉ；上記図３の（ｉｉｉ）に対応）
　均熱後、下記表２、３に示す「平均冷却速度（℃／秒）」で下記表２、３に示す「急冷停止温度Ｔ（℃）」まで冷却した後、この急冷停止温度Ｔから下記表２、３に示す「終了温度（℃）」まで、下記表２、３に示すＴ１温度域における「保持時間（秒）」をかけて加熱し、次いで下記表２、３に示すＴ２温度域における「保持温度（℃）」まで更に加熱し、この温度で下記表２、３に示す「保持時間（秒）」恒温保持した。
　下記表２、３には、Ｔ１温度域で保持を完了した時点から、Ｔ２温度域における保持温度に到達するまでの時間（秒）も「Ｔ１→Ｔ２間の時間」として示した。また、下記表２、３に、図３中、「ｘ」の区間の滞在時間に相当する「Ｔ１温度域での保持時間（秒）」と図３中、「ｙ」の区間の滞在時間に相当する「Ｔ２温度域での保持時間（秒）」を夫々示した。Ｔ２温度域において保持した後は、室温まで平均冷却速度５℃／秒で冷却した。
　なお、表２、３に示した例のなかには、Ｔ１温度域における「急冷停止温度Ｔ（℃）」および「終了温度（℃）」、並びにＴ２温度域における「保持温度での保持温度（℃）」が、本発明で規定しているＴ１温度域またはＴ２温度域から外れている例もあるが、説明の便宜上、ヒートパターンを示すために、各欄に温度を記載した。
　例えばＮｏ．３０の供試材は表２に示すように、均熱後、Ｔ１温度域における「急冷停止温度Ｔ（℃）」１７０℃まで冷却した後、上記温度Ｔでの保持を行わず（よって、終了温度は上記Ｔと同じ１７０℃、「急冷停止温度Ｔでの保持時間（秒）」０秒）、且つ、Ｔ１温度域でも「Ｔ１での保持時間（秒）」４秒と殆ど保持せずに、直ちにＴ２温度域まで加熱した例である。
　連続焼鈍して得られた供試材の一部については、室温まで冷却した後、下記めっき処理を施してＥＧ鋼板、ＧＡ鋼板、ＧＩ鋼板を得た。
　［電気亜鉛めっき（ＥＧ）処理］
　供試材を５５℃の亜鉛めっき浴に浸漬して電流密度３０～５０Ａ／ｄｍ2で電気めっき処理を施した後、水洗、乾燥してＥＧ鋼板を得た。亜鉛めっき付着量は、片面当たり１０～１００ｇ／ｍ2とした。
　［溶融亜鉛めっき（ＧＩ）処理］
　供試材を４５０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施した後、室温まで冷却してＧＩ鋼板を得た。亜鉛めっき付着量は、片面当たり１０～１００ｇ／ｍ2とした。
　［合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）処理］
　上記亜鉛めっき浴に浸漬後、更に５００℃で合金化処理を行ってから室温まで冷却してＧＩ鋼板を得た。
　なお、Ｎｏ．５７、６０については、所定のパターンに従って連続焼鈍した後、冷却せずに、引き続いてＴ２温度域において溶融亜鉛めっき（ＧＩ）処理を施した例である。具体的にはＮｏ．５７は、表３に示すＴ２温度域における「保持温度（℃）」４４０℃で１００秒間保持した後、冷却せずに、引き続いて４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に５秒間浸漬して溶融亜鉛めっきを行い、次いで４４０℃まで２０秒間かけて徐冷を行った後、室温まで平均冷却速度５℃／秒で冷却した例である。また、Ｎｏ．６０は、表３に示すＴ２温度域における「保持温度（℃）」４２０℃で１５０秒間保持した後、冷却せずに、引き続いて４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に５秒間浸漬して溶融亜鉛めっきを行い、次いで４４０℃まで２０秒間かけて徐冷を行った後、室温まで平均冷却速度５℃／秒で冷却した例である。
　また、Ｎｏ．５８、６１、６５については、所定のパターンに従って連続焼鈍した後、冷却せずに、引き続いてＴ２温度域において溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施した例である。すなわち、表３に示すＴ２温度域における「保持温度（℃）」で、所定時間保持した後、冷却せずに、引き続いて４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に５秒間浸漬して溶融亜鉛めっきを行い、次いで５００℃に加熱してこの温度で２０秒間保持して合金化処理を行い、室温まで平均冷却速度５℃／秒で冷却した例である。
　上記めっき処理では、適宜、アルカリ水溶液浸漬脱脂、水洗、酸洗等の洗浄処理を行った。
　得られた供試材の区分を下記表２、３の「冷延／めっき区分」の欄に示す。表中、「冷延」は冷延鋼板、「ＥＧ」はＥＧ鋼板、「ＧＩ」はＧＩ鋼板、「ＧＡ」はＧＡ鋼板を夫々示す。
　得られた供試材（冷延鋼板、ＥＧ鋼板、ＧＩ鋼板、ＧＡ鋼板を含む意味。以下同じ。）について、金属組織の観察と機械的特性の評価を次の手順で行った。
　《金属組織の観察》
　金属組織のうち、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、およびポリゴナルフェライトの面積率はＳＥＭ観察した結果に基づいて算出し、残留γの体積率は飽和磁化法で測定した。
　［高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、ポリゴナルフェライトの面積率］
　供試材の圧延方向に平行な断面について、表面を研磨した後、ナイタール腐食させて板厚の１／４位置をＳＥＭで、倍率３０００倍で５視野観察した。観察視野は約５０μｍ×約５０μｍとした。
　次に、観察視野内において、白色または薄い灰色として観察される残留γと炭化物の平均間隔を前述した方法に基づいて測定した。これらの平均間隔によって区別される高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等の面積率は、点算法により測定した。
　ポリゴナルフェライトの面積率ａ（面積％）、高温域生成ベイナイトの面積率ｂ（面積％）、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計面積率ｃ（面積％）を下記表４、５に示す。表４、５中、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト、ＰＦはポリゴナルフェライトをそれぞれ意味する。また、上記面積率ａ、合計面積率ｂ、および面積率ｃの合計面積率（面積％）も併せて示す。
　また、観察視野内に認められるポリゴナルフェライト粒の円相当直径を測定し、平均値を求めた。結果を下記表４、５の「ＰＦの平均円相当直径Ｄ（μｍ）」の欄に示す。
　［残留γの体積率］
　金属組織のうち、残留γの体積率は、飽和磁化法で測定した。具体的には、供試材の飽和磁化（Ｉ）と、４００℃で１５時間熱処理した標準試料の飽和磁化（Ｉｓ）を測定し、下記式から残留γの体積率（Ｖγｒ）を求めた。飽和磁化の測定は、理研電子製の直流磁化Ｂ－Ｈ特性自動記録装置「ｍｏｄｅｌ　ＢＨＳ－４０」を用い、最大印加磁化を５０００（Ｏｅ）として室温で測定した。
　　　Ｖγｒ＝（１－Ｉ／Ｉｓ）×１００
　また、供試材の圧延方向に平行な断面の表面を研磨し、レペラ腐食させて板厚の１／４位置を光学顕微鏡を用いて観察倍率１０００倍で５視野について観察し、残留γと焼入れマルテンサイトとが複合したＭＡ混合相の円相当直径ｄを測定した。ＭＡ混合相の全個数に対して、観察断面での円相当直径ｄが７μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合を算出した。個数割合が１５％未満（０％を含む）である場合を合格（ＯＫ）、１５％以上である場合を不合格（ＮＧ）として評価結果を下記表４、５の「ＭＡ混合相数割合評価結果」の欄に示す。
　［ＩＱ分布］
　供試材の圧延方向に平行な断面について、表面を研磨し、板厚の１／４位置にて、１００μｍ×１００μｍの領域について、１ステップ：０．２５μｍで１８万点のＥＢＳＤ測定（テクセムラボラトリーズ社製ＯＩＭシステム）を実施した。この測定結果から、各粒における平均ＩＱ値を求めた。なお、結晶粒は、測定領域内に完全に一つの結晶粒が収まっているもののみを測定対象とすると共に、ＣＩ＜０．１の測定点は解析から除外した。また下記式（１）、式（２）では、最大側、最小側共にそれぞれ全データ数の２％のデータを除外した。表４、表５中、（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）の値を「式（１）」、σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）の値を「式（２）」に記載した。
　　（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０・・・（１）
　　σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５・・・（２）
　《機械的特性の評価》
　［引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）］
　引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に基づいて引張試験を行って測定した。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、ＪＩＳ　Ｚ２２０１で規定される５号試験片を供試材から切り出したものを用いた。測定結果を下記表６、７の「ＴＳ（ＭＰａ）」、「ＥＬ（％）」の欄にそれぞれ示す。
　［低温靭性］
　低温靱性は、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に基づいて、－２０℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、そのときの脆性破面率（％）によって評価した。ただし、試験片幅については、板厚と同じ１．４ｍｍとした。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、Ｖノッチ試験片を供試材から切り出したものを用いた。測定結果を下記表６、７の「低温靭性（％）」の欄に示す。
　［伸びフランジ性（λ）］
　伸びフランジ性（λ）は、穴拡げ率によって評価した。穴拡げ率は、鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ　１００１に基づいて穴拡げ試験を行って測定した。測定結果を下記表６、７の「λ（％）」の欄に示す。
　［曲げ性（Ｒ）］
　曲げ性（Ｒ）は、限界曲げ半径によって評価した。限界曲げ半径は、ＪＩＳ　Ｚ２２４８に基づいてＶ曲げ試験を行って測定した。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向、すなわち曲げ稜線が圧延方向と一致するように、ＪＩＳ　Ｚ２２０４で規定される板厚１．４ｍｍとした１号試験片を供試材から切り出したものを用いた。なお、Ｖ曲げ試験は、亀裂が発生しないように試験片の長手方向の端面に機械研削を施してから行った。
　ダイとパンチの角度は９０°とし、パンチの先端半径を０．５ｍｍ単位で変えてＶ曲げ試験を行い、亀裂が発生せずに曲げることができるパンチ先端半径を限界曲げ半径として求めた。測定結果を下記表６、７の「限界曲げＲ（ｍｍ）」の欄に示す。なお、亀裂発生の有無はルーペを用いて観察し、ヘアークラック発生なしを基準として判定した。
　［エリクセン値］
　エリクセン値は、ＪＩＳ　Ｚ２２４７に基づいてエリクセン試験を行って測定した。試験片は、９０ｍｍ×９０ｍｍ×厚み１．４ｍｍとなるように供試材から切り出したものを用いた。エリクセン試験は、パンチ径が２０ｍｍのものを用いて行った。測定結果を下記表６、７の「エリクセン値（ｍｍ）」の欄に示す。なお、エリクセン試験によれば、鋼板の全伸び特性と局部延性の両方による複合効果を評価できる。
　鋼板に要求される伸び（ＥＬ）は、引張強度（ＴＳ）によって異なるため、引張強度（ＴＳ）に応じて伸び（ＥＬ）を評価した。同様に伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、およびエリクセン値などの他の好ましい機械的特性も引張強度（ＴＳ）に応じて、基準を設定した。低温靱性は、一律に－２０℃におけるシャルピー衝撃試験で脆性破面率が１０％以下を合格基準とした。
　下記評価基準に基づいて、伸び（ＥＬ）、および低温靭性を満足している場合を延性、および低温靭性に優れている（良）とした。更に伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、エリクセン値、低温靭性の全ての特性が満足している場合を加工性、および低温靭性により優れている（優）とした。良または優は合格例である。これに対し、伸び（ＥＬ）または低温靭性のいずれかが基準値に満たない場合を不合格（不可）とした。評価結果を下記表６、７の「総合評価」の欄に示した。
　［７８０ＭＰａ級の場合］
　　引張強度（ＴＳ）　　：７８０ＭＰａ以上、９８０ＭＰａ未満
　　伸び（ＥＬ）　　　　：２５％以上
　　低温靭性　　　　　　：１０％以下
　　伸びフランジ性（λ）：３０％以上
　　曲げ性（Ｒ）　　　　：１．０ｍｍ以下
　　エリクセン値　　　　：１０．４ｍｍ以上
　［９８０ＭＰａ級の場合］
　　引張強度（ＴＳ）　　：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満
　　伸び（ＥＬ）　　　　：１９％以上
　　低温靭性　　　　　　：１０％以下
　　伸びフランジ性（λ）：２０％以上
　　曲げ性（Ｒ）　　　　：３．０ｍｍ以下
　　エリクセン値　　　　：１０．０ｍｍ以上
　［１１８０ＭＰａ級の場合］
　　引張強度（ＴＳ）　　：１１８０ＭＰａ以上、１２７０ＭＰａ未満
　　伸び（ＥＬ）　　　　：１５％以上
　　低温靭性　　　　　　：１０％以下
　　伸びフランジ性（λ）：２０％以上
　　曲げ性（Ｒ）　　　　：４．５ｍｍ以下
　　エリクセン値　　　　：９．６ｍｍ以上
　［１２７０ＭＰａ級の場合］
　　引張強度（ＴＳ）　　：１２７０ＭＰａ以上、１３７０ＭＰａ未満
　　伸び（ＥＬ）　　　　：１４％以上
　　低温靭性　　　　　　：１０％以下
　　伸びフランジ性（λ）：２０％以上
　　曲げ性（Ｒ）　　　　：５．５ｍｍ以下
　　エリクセン値　　　　：９．４ｍｍ以上
　なお、本発明では、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、１３７０ＭＰａ未満であることを前提としており、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ未満であるか、１３７０ＭＰａ以上の場合は、機械特性が良好であっても対象外として扱う。これらは表６、７の「備考」欄に「－」と記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　上記結果から次のように考察できる。表６、７の総合評価に良が付されている例は、いずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、各引張強度（ＴＳ）に応じて定めた伸び（ＥＬ）、および低温靭性の基準値を満足している。また総合評価に優が付されている例は、いずれも本発明で規定する好ましい要件も満足している例であり、各引張強度（ＴＳ）に応じて定めた伸び（ＥＬ）、および低温靭性に加えて、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、エリクセン値の基準値も満足している。
　一方、総合評価に不可が付されている例は、本発明で規定するいずれかの要件を満足していない鋼板である。詳細は次の通りである。
　Ｎｏ．３は、Ｔ１温度域での急冷停止温度Ｔ、および終了温度が低すぎたため、残留γ量を確保できず、伸び（ＥＬ）が低かった。
　Ｎｏ．４は、均熱温度が高すぎたため、ポリゴナルフェライトが生成せず、伸び（ＥＬ）が低かった。
　Ｎｏ．５は、均熱後、Ｔ２温度域を超える高温側の４２０℃で保持した後、Ｔ１温度域を下回る低温側の３２０℃で保持した例である。すなわち、Ｔ１温度域およびＴ２温度域での保持を行っていないため、上記式（１）、式（２）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．７は、Ｔ１温度域での急冷停止温度Ｔ、および終了温度が高すぎたため、上記式（１）、式（２）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．１２は、均熱温度が低過ぎて、オーステナイトへの逆変態が殆ど進行しなかったため、加工組織が多く残存するポリゴナルフェライト量が多くなり、伸び（ＥＬ）が低下した。
　Ｎｏ．１４は、均熱後、Ｔ１温度域を超える高温側の４４０℃で保持した後、Ｔ２温度域を下回る低温側の３８０℃で保持した例である。すなわち、Ｔ１温度域での保持を行わず、冷却後Ｔ２温度域での再加熱処理を行っていないため、上記式（１）、式（２）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．１６は、均熱後、Ｔ１温度域での急冷停止温度Ｔ、および終了温度が高すぎたため、上記式（１）、式（２）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．２２は、均熱時間が短過ぎたため、フェライトが多く残り、金属組織に占めるポリゴナルフェライト面積率が高かった。また炭化物が未固溶のまま残っているので残留γが少なかった。そのため、伸び（ＥＬ）が低下した。
　Ｎｏ．２３は、急冷停止温度ＴがＭｓ点よりも高かったため、上記式（１）、式（２）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．２４は、均熱後、Ｔ１温度域における任意の温度Ｔまで冷却するときの平均冷却速度が遅過ぎる例である。この例では、冷却途中にポリゴナルフェライトやパーライトが生成し、残留γ量が不足した。そのため、伸び（ＥＬ）が低下した。
　Ｎｏ．３０は、Ｔ１温度域での保持時間が短過ぎるため、上記式（１）、式（２）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．３１は、Ｔ１温度域での保持時間が長く、Ｔ２温度域での保持温度が低すぎたため、残留γ量を確保できず、伸び（ＥＬ）が低下した。
　Ｎｏ．３２は、ＧＡ鋼板の比較例であり、Ｔ１温度域での急冷停止温度Ｔ、および終了温度が低すぎたため、残留γ量を確保できず、伸び（ＥＬ）が低下した。
　Ｎｏ．３３は、急冷停止温度ＴがＭｓ点よりも高かったため、上記式（１）、式（２）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．３６は、Ｔ１温度域での保持時間が長過ぎたため、残留γ量が不足した。そのため、伸び（ＥＬ）が低下した。
　Ｎｏ．３９は、Ｔ２温度域での保持時間が短過ぎるため、上記式（１）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．４１は、Ｔ２温度域での保持温度が高過ぎてパーライトが生成したため、残留γ量が減少し、伸び（ＥＬ）が低下した。
　Ｎｏ．４２は、Ｔ２温度域での保持時間が短過ぎるため、上記式（１）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．４４は、Ｔ２温度域での再加熱処理を行っていないため、式（２）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．４６、５５は、Ｔ１温度域での保持時間が短過ぎるため、上記式（１）、式（２）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．６２は、均熱後、Ｔ１温度域を超える高温側の４３０℃で保持した後、室温まで冷却した例である。Ｔ１温度域での保持を行わず、冷却後Ｔ２温度域での再加熱処理を行っていないため、上記式（２）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．６８は、均熱後、Ｔ１温度域を超える高温側の４５０℃～４２０℃で保持した後、Ｔ２温度域を下回る低温側の３５０℃で保持した例である。Ｔ１温度域での保持を行わず、冷却後Ｔ２温度域での再加熱処理を行っていないため、上記式（２）を満足する所望のＩＱ分布が得られず、低温靱性が悪かった。
　Ｎｏ．６９は、Ｃ量が少な過ぎる表１の鋼種Ｗを用いた例である。この例では残留γの生成量が少なかった。そのため、伸び（ＥＬ）が低下した。
　Ｎｏ．７０は、Ｓｉ量が少な過ぎる表１の鋼種Ｘを用いた例である。この例では残留γの生成量が少なかった。そのため、伸び（ＥＬ）が低下した。
　Ｎｏ．７１は、Ｍｎ量が少な過ぎる表１の鋼種Ｙを用いた例である。この例では充分に焼入れができていないため、冷却中に多量のポリゴナルフェライトが生成し、高温域生成ベイナイトの生成が抑制され、残留γの生成が少なかった。そのため、伸び（ＥＬ）が低下した。
　１　残留γおよび／または炭化物
　２　中心位置間距離
　３　ＭＡ混合相
　４　旧γ粒界
　５　高温域生成ベイナイト
　６　低温域生成ベイナイト等

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    Ｃ　：０．１０～０．５％、
    Ｓｉ：１．０～３．０％、
    Ｍｎ：１．５～３％、
    Ａｌ：０．００５～１．０％、
    Ｐ　：０％超０．１％以下、および
    Ｓ　：０％超０．０５％以下を満足し、
    残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
    該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを含み、
    　（１）金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、
    　（１ａ）前記ポリゴナルフェライトの面積率ａが金属組織全体に対して１０～５０％であり、
    　（１ｂ）前記ベイナイトは、
    　隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトと、
    　隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、
    　前記高温域生成ベイナイトの面積率ｂが金属組織全体に対して０％超８０％以下、
    　前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率ｃが金属組織全体に対して０％超８０％以下を満足し、
    　（２）飽和磁化法で測定した残留オーステナイトの体積率が金属組織全体に対して５％以上、
    　（３）電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）で測定される方位差３°以上の境界で囲まれる領域を結晶粒と定義したときに、該結晶粒のうち体心立方格子（体心正方格子を含む）の結晶粒毎に解析したＥＢＳＤパターンの鮮明度に基づく各平均ＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ）を用いた分布が、下記式（１）、（２）を満足すること特徴とする延性および低温靭性に優れた高強度鋼板。
    　　（ＩＱａｖｅ－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≧０．４０・・・（１）
    　　σＩＱ／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）≦０．２５・・・（２）
    　　式中、
    　　　ＩＱａｖｅは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの平均値
    　　　ＩＱｍｉｎは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最小値
    　　　ＩＱｍａｘは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの最大値
    　　　σＩＱは、各結晶粒の平均ＩＱ全データの標準偏差を表す。
  2. 　前記高温域生成ベイナイトの面積率ｂが金属組織全体に対して１０～８０％、
    　前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率ｃが金属組織全体に対して１０～８０％を満足する請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ混合相が存在している場合には、前記ＭＡ混合相の全個数に対して、円相当直径ｄが７μｍ超を満足するＭＡ混合相の個数割合が０％以上１５％未満である請求項１に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記ポリゴナルフェライト粒の平均円相当直径Ｄが、０μｍ超１０μｍ以下である請求項１に記載の高強度鋼板。
  5. 　前記鋼板は、更に、以下の（ａ）～（ｅ）の少なくとも１つを含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
    （ａ）Ｃｒ：０％超１％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
    （ｂ）Ｔｉ：０％超０．１５％以下、Ｎｂ：０％超０．１５％以下およびＶ：０％超０．１５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
    （ｃ）Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
    （ｄ）Ｂ：０％超０．００５％以下
    （ｅ）Ｃａ：０％超０．０１％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、および希土類元素：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
  6. 　前記鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を有している請求項１に記載の高強度鋼板。
  7. 　請求項１～６のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
    　前記成分組成を満足する鋼材を８００℃以上、Ａｃ3点－１０℃以下の温度域に加熱する工程と、
    　該温度域で５０秒間以上保持して均熱した後、
    　１５０℃以上、４００℃以下（但し、下記式で表されるＭｓ点が４００℃以下の場合は、Ｍｓ点以下）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、且つ下記式（３）を満たすＴ１温度域で、１０～２００秒保持し、
    　次いで、下記式（４）を満たすＴ２温度域に加熱し、この温度域で５０秒間以上保持してから冷却することを特徴とする延性および低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    　　　１５０℃≦Ｔ１（℃）≦４００℃・・・（３）
    　　　４００℃＜Ｔ２（℃）≦５４０℃・・・（４）
    　　　Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｖｆ／１００）－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］
    　式中、Ｖｆは別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値を意味する。また式中、［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算する。
  8. 　上記式（４）を満たす温度域で保持した後、冷却し、次いで電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
  9. 　上記式（４）を満たす温度域で溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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EP3415655A4 (en) * 2016-02-10 2018-12-19 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN111344560A (zh) * 2017-11-17 2020-06-26 韩电原子力燃料株式会社 利用ebsd衍射花样质量的核燃料用锆合金包覆管的再结晶度的测量方法
WO2020209275A1 (ja) 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5728108B2 (ja) * 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
WO2017126678A1 (ja) * 2016-01-22 2017-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2017150117A1 (ja) 2016-02-29 2017-09-08 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板、及びその製造方法
JP6252713B1 (ja) 2016-04-14 2017-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR101799202B1 (ko) * 2016-07-01 2017-11-20 주식회사 포스코 저항복비 특성 및 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP6524977B2 (ja) * 2016-07-05 2019-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6524978B2 (ja) * 2016-07-05 2019-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018043453A1 (ja) 2016-08-30 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびその製造方法
CN109642292B (zh) 2016-08-31 2021-11-12 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP6315044B2 (ja) 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
PL3559286T3 (pl) 2016-12-20 2022-02-07 Arcelormittal Sposób wytwarzania blachy stalowej poddanej obróbce termicznej
JP6414246B2 (ja) * 2017-02-15 2018-10-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
TWI643961B (zh) * 2017-03-31 2018-12-11 日商新日鐵住金股份有限公司 Cold rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet
WO2018179386A1 (ja) 2017-03-31 2018-10-04 新日鐵住金株式会社 冷間圧延鋼板および溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板
WO2018203111A1 (en) 2017-05-05 2018-11-08 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having high ductility, formability and weldability, and obtained steel sheet
JP6901417B2 (ja) * 2018-02-21 2021-07-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
CN111936658B (zh) * 2018-03-30 2021-11-02 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP6705560B2 (ja) 2018-03-30 2020-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US12286682B2 (en) 2019-04-30 2025-04-29 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel product and a process to produce a high strength steel product
EP3754035B2 (en) 2019-06-17 2025-04-30 Tata Steel IJmuiden B.V. Method of heat treating a cold rolled steel strip
ES2911661T3 (es) * 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío de alta resistencia
CN110747391A (zh) * 2019-08-30 2020-02-04 武汉钢铁有限公司 一种具有优良延伸率的冷轧超高强钢及其制备方法
JP7191796B2 (ja) * 2019-09-17 2022-12-19 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
KR102353611B1 (ko) * 2019-12-18 2022-01-20 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102321287B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102321288B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102487759B1 (ko) * 2020-12-18 2023-01-12 주식회사 포스코 고강도 열연강판, 열연 도금강판 및 이들의 제조방법
MX2024002274A (es) 2021-08-31 2024-03-06 Jfe Steel Corp Lamina de acero, miembro, y metodos para su fabricacion.
CN117836458A (zh) 2021-08-31 2024-04-05 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
KR20250093735A (ko) * 2023-12-15 2025-06-25 주식회사 포스코 강판 및 이의 제조방법

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1121653A (ja) * 1997-07-02 1999-01-26 Kobe Steel Ltd 低温靱性に優れた高延性高強度鋼板
JP2005240178A (ja) 2004-01-28 2005-09-08 Kobe Steel Ltd 伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板並びにその製造方法
JP2006274417A (ja) 2005-03-30 2006-10-12 Kobe Steel Ltd 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP2007321237A (ja) 2006-06-05 2007-12-13 Kobe Steel Ltd 成形性、耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
JP2007321236A (ja) 2006-06-05 2007-12-13 Kobe Steel Ltd 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板
JP2013019047A (ja) * 2011-06-13 2013-01-31 Kobe Steel Ltd 加工性と低温脆性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
WO2013018740A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01230715A (ja) 1987-06-26 1989-09-14 Nippon Steel Corp プレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP3752844B2 (ja) 1997-06-06 2006-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃特性および耐疲労特性に優れた高強度高加工性熱延鋼板
JP2001329340A (ja) 2000-05-17 2001-11-27 Nippon Steel Corp 成形性の優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP3881559B2 (ja) * 2002-02-08 2007-02-14 新日本製鐵株式会社 溶接後の成形性に優れ、溶接熱影響部の軟化しにくい引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板、高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
JP4235030B2 (ja) * 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
EP1553202A1 (en) * 2004-01-09 2005-07-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same
US7591977B2 (en) 2004-01-28 2009-09-22 Kabuhsiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5418047B2 (ja) 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
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
JP5291568B2 (ja) 2009-08-06 2013-09-18 株式会社神戸製鋼所 鋼板成形品の耐遅れ破壊性の評価方法
ES2758553T3 (es) * 2009-11-30 2020-05-05 Nippon Steel Corp Lámina de acero de alta resistencia con excelente resistencia a la fragilidad por hidrógeno y una resistencia a tensión máxima de 900 MPa o más, y método para su producción
JP5333298B2 (ja) 2010-03-09 2013-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
WO2012133057A1 (ja) 2011-03-31 2012-10-04 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5685166B2 (ja) 2011-03-31 2015-03-18 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5685167B2 (ja) * 2011-03-31 2015-03-18 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR101598309B1 (ko) 2011-07-29 2016-02-26 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 형상 동결성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
JP5780086B2 (ja) 2011-09-27 2015-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN103857819B (zh) 2011-10-04 2016-01-13 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP5632904B2 (ja) 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5728108B2 (ja) * 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1121653A (ja) * 1997-07-02 1999-01-26 Kobe Steel Ltd 低温靱性に優れた高延性高強度鋼板
JP2005240178A (ja) 2004-01-28 2005-09-08 Kobe Steel Ltd 伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板並びにその製造方法
JP2006274417A (ja) 2005-03-30 2006-10-12 Kobe Steel Ltd 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP2007321237A (ja) 2006-06-05 2007-12-13 Kobe Steel Ltd 成形性、耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
JP2007321236A (ja) 2006-06-05 2007-12-13 Kobe Steel Ltd 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板
JP2013019047A (ja) * 2011-06-13 2013-01-31 Kobe Steel Ltd 加工性と低温脆性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
WO2013018740A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
LESLIE: "The Physical Metallurgy of Steels", 31 May 1985, MARUZEN CO., LTD., pages: 273
R&D KOBE STEEL TECHNICAL REPORT, vol. 52, no. 3, 2002, pages 43 - 46

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108513591A (zh) * 2015-12-21 2018-09-07 安赛乐米塔尔公司 用于生产具有改善的强度、延展性和成形性的钢板的方法
US12084738B2 (en) 2015-12-21 2024-09-10 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
EP3415655A4 (en) * 2016-02-10 2018-12-19 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
US11739392B2 (en) 2016-02-10 2023-08-29 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
CN111344560A (zh) * 2017-11-17 2020-06-26 韩电原子力燃料株式会社 利用ebsd衍射花样质量的核燃料用锆合金包覆管的再结晶度的测量方法
CN111344560B (zh) * 2017-11-17 2023-04-14 韩电原子力燃料株式会社 利用ebsd衍射花样质量的核燃料用锆合金包覆管的再结晶度的测量方法
WO2020209275A1 (ja) 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
KR20210137168A (ko) 2019-04-11 2021-11-17 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
US12024752B2 (en) 2019-04-11 2024-07-02 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method for manufacturing same

Also Published As

Publication number Publication date
JP5728115B1 (ja) 2015-06-03
JP2015200006A (ja) 2015-11-12
EP3050988A4 (en) 2017-03-08
KR101795329B1 (ko) 2017-11-07
US20160208359A1 (en) 2016-07-21
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MX385937B (es) 2025-03-18
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EP3050988A1 (en) 2016-08-03
US10066274B2 (en) 2018-09-04
KR20160060730A (ko) 2016-05-30
MX2016003905A (es) 2016-10-03
EP3050988B1 (en) 2019-09-04

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