WO2013018740A1 - 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 - Google Patents

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裕之 川田
丸山　直紀
映信 村里
昭暢 南
一 長谷川
千智 若林
剛 沖
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    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate and a manufacturing method thereof, a high-strength galvanized steel plate and a manufacturing method thereof, and particularly relates to a high-strength steel plate having excellent impact resistance and a manufacturing method thereof.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2011-167661 for which it applied to Japan on July 29, 2011, and uses the content here.
  • Patent Document 1 describes, in wt%, C: 0.05 to 0.3%, Si: 2.0% or less, Al: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.5 to 4.0%, Ni: 0 to 5.0%, P: 0.1% or less, S: 0.1% or less, N: 0.01% or less, the balance being Fe and inevitable It has a chemical composition consisting of impurities and satisfying 1.5-3.0 ⁇ C ⁇ Si + Al ⁇ 3.5-5.0 ⁇ C and Mn + (Ni / 3) ⁇ 1.0 (%) Furthermore, a high-strength steel sheet is described in which the bake hardening amount of the steel sheet is 50 MPa or more.
  • Patent Document 2 discloses a high-tensile steel sheet having excellent impact absorbability and a volume ratio VB given by the formula VB ⁇ (TSs / 60) ⁇ 1 (TSs: tensile strength (MPa) in a static tensile test). It has a steel structure consisting of bainite, residual austenite with a C content of 1.2% by mass or less and a volume fraction of 5% or more, and the balance of ferrite, with a yield ratio in a static tensile test of 0.6.
  • the ratio TSd / TSs of the tensile strength in the dynamic tensile test and the tensile strength in the static tensile test is the formula TSd / TSs ⁇ 0.8 + (300 / TSs) (TSd: dynamics of strain rate 1000 / s)
  • TSd dynamics of strain rate 1000 / s
  • Patent Document 4 as a steel plate used as a steel plate for automobiles, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.5% or less, Mn: 1 to 3%, P: 0.1% in mass%.
  • S 0.01% or less
  • Al 0.1-2%
  • N less than 0.005%
  • An alloyed hot-dip galvanized steel sheet satisfying-(0.0026 ⁇ Al)%, Al ⁇ (1.25 ⁇ C 0.5 -0.57Si + 0.625Mn)% and comprising the balance Fe and inevitable impurities is described. Yes.
  • Patent Document 5 as a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent energy absorption characteristics, C: 0.05 to 0.20 mass%, Si: 0.3 to 1.5 mass%, Mn: 1. 0 to 2.5% by mass, P: 0.1% by mass or less, with the remainder being composed of Fe and inevitable impurities, and one or two of martensite and retained austenite in total 25 to 25% It describes a steel plate containing 50% by volume and the balance being ferrite and bainite and having a microstructure composed of ferrite and bainite, and both surfaces of which are subjected to alloying hot dip galvanization.
  • Patent Document 6 as a high ductility type high-tensile cold-rolled steel sheet having excellent surface properties and shock absorption, C: 0.06 to 0.25%, Si: 2.5% or less, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.1% or less, S: 0.03% or less, Al: 0.1 to 2.5%, Ti: 0.003 to 0.08%, N: 0 .01% or less and the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the Ti content satisfies the relationship of (48/14) N ⁇ Ti ⁇ (48/14) N + (48/32) S + 0.01. Further, it is described that the structure after cold rolling-recrystallization annealing is a structure containing residual austenite of 5% or more by volume.
  • Patent Document 7 discloses a high-ductility high-strength steel sheet having excellent low-temperature toughness, having a structure of area%, bainite of 60% or more, residual ⁇ of 1 to 20%, and the balance substantially made of ferrite. Are present in bainite grains.
  • the present invention provides a high-strength zinc plate in which a galvanized layer is formed on the surface of a high-strength steel plate having excellent impact resistance and a manufacturing method thereof, and a high-strength steel plate excellent in impact resistance.
  • a plated steel sheet and a method for producing the same are provided.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies in order to obtain a high-strength steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more that provides excellent impact resistance.
  • the present inventors have a predetermined chemical component containing Al: 0.001 to 0.050%, Ti: 0.0010 to 0.0150%, and N: 0.0001 to 0.0050%.
  • the steel sheet structure contains 1-8% residual austenite in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centered on 1/4 of the thickness, and the average aspect ratio of the residual austenite The ratio is 2.0 or less, and the amount of dissolved Mn in the retained austenite is 1.1 times or more of the average Mn amount, includes TiN particles having an average particle size of 0.5 ⁇ m or less, and has a particle size of 1 ⁇ m or more. It has been found that a steel sheet having a density of AlN particles of 1.0 particles / mm 2 or less may be used.
  • the high-strength steel sheet contains Al, Ti, and N in the above range, and the generation of fine TiN particles having an average particle size of 0.5 ⁇ m or less generates a starting point for fracture at low temperature. Since the generation of AlN particles having an average particle diameter of 1 ⁇ m or more is suppressed, the density of AlN particles having a particle diameter of 1 ⁇ m or more is as low as 1.0 particles / mm 2 or less. For this reason, the above-mentioned high-strength steel sheet has been prevented from being broken starting from AlN particles.
  • the volume fraction of retained austenite that is the starting point of fracture is as low as 1 to 8%, and the retained austenite is stable with excellent isotropy having an average aspect ratio of 2.0 or less. It has a shape and is chemically stable in which the amount of dissolved Mn in the retained austenite is 1.1 times or more the average amount of Mn. Therefore, the above-described high-strength steel sheet is prevented from breaking starting from retained austenite.
  • the breakage starting from the AlN particles and the breakage starting from the retained austenite are prevented, so that excellent impact resistance characteristics can be obtained.
  • the present invention has been completed on the basis of such knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • the density of AlN particles containing TiN particles and having a particle size of 1 ⁇ m or more is 1.0 /
  • the steel sheet has a volume fraction of 10 to 75% or less of ferrite, a total of 10 to 50% of bainitic ferrite and / or bainite, and 10 to 50% or less of tempered martensite.
  • Nb 0.0010 to 0.0150%
  • V 0.010 to 0.150%
  • B 0.0001 to 0.0100% by mass%.
  • the high strength steel sheet having excellent impact resistance as described in (1) containing one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM in a total amount of 0.0001 to 0.5000% by mass. .
  • the slab is reduced under the conditions satisfying the following (formula 1): And Ar 3 complete the reduction at the finishing hot rolling temperature not lower than 970 ° C but higher than 970 ° C, winding in the temperature range not higher than 750 ° C, and cooling at an average cooling rate not higher than 15 ° C / hour 30% to 75% after the rolling process and the hot rolling process
  • a high-strength steel sheet with excellent impact resistance comprising a continuous annealing step in which the steel is cooled at an average cooling rate of 0 ° C./sec and annealed in a temperature range of 350 to 450 ° C. for 30 to 1000 seconds.
  • i is the number of passes
  • Ti is the processing temperature of the i-th pass
  • ti is the elapsed time from the i-th pass to the i + 1-th pass
  • ⁇ i is the reduction rate of the i-th pass.
  • the steel sheet is galvanized before or after the retention treatment in the temperature range of 350 to 450 ° C. after cooling in the temperature range of 700 to 500 ° C.
  • the steel sheet After being immersed in the galvanizing bath, the steel sheet is reheated to 460 to 600 ° C. and held for 2 seconds or more to alloy the galvanized layer. High strength excellent in impact resistance according to (10) Manufacturing method of galvanized steel sheet.
  • the high-strength steel sheet of the present invention since AlN particles and retained austenite are prevented from becoming the starting point of fracture, a high-strength steel sheet having excellent impact resistance characteristics and a tensile maximum strength of 900 MPa or more is obtained. Moreover, according to the manufacturing method of the high strength steel plate of the present invention, a high strength steel plate having excellent impact resistance and a tensile maximum strength of 900 MPa or more can be provided. Further, according to the present invention, it is possible to provide a high-strength galvanized steel sheet in which a galvanized layer is formed on the surface of a high-strength steel sheet having excellent impact resistance and a method for producing the same.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has C: 0.075 to 0.300%, Si: 0.30 to 2.50%, Mn: 1.30 to 3.50%, P: 0.001 to 0.050. %, S: 0.0001 to 0.0050%, Al: 0.001 to 0.050%, Ti: 0.0010 to 0.0150%, N: 0.0001 to 0.0050%, O: 0.0. It contains 0001 to 0.0030%, and the balance consists of iron and inevitable impurities.
  • C: 0.075-0.300% C is contained to increase the strength of the high-strength steel plate. However, if the C content exceeds 0.300%, weldability becomes insufficient. From the viewpoint of weldability, the C content is preferably 0.250% or less, and more preferably 0.220% or less. On the other hand, if the C content is less than 0.075%, the strength is lowered, and the maximum tensile strength of 900 MPa or more cannot be ensured. In order to increase the strength, the C content is preferably 0.090% or more, and more preferably 0.100% or more.
  • Si: 0.30-2.50% Si is an element necessary for suppressing the formation of iron-based carbides in the steel sheet and enhancing strength and formability.
  • the Si content is preferably 2.20% or less, and more preferably 2.00% or less.
  • the lower limit value of Si is preferably 0.50% or more, and more preferably 0.70% or more.
  • Mn: 1.30 to 3.50% Mn is added to the steel sheet of the present invention in order to increase the strength of the steel sheet.
  • Mn content exceeds 3.50%, a coarse Mn-concentrated portion is formed at the center of the plate thickness of the steel sheet, and embrittlement is likely to occur, and troubles such as cracking of the cast slab are likely to occur.
  • the Mn content needs to be 3.50% or less.
  • the Mn content is preferably 3.20% or less, and more preferably 3.00% or less.
  • the Mn content needs to be 1.30% or more.
  • the Mn content is preferably 1.50% or more, more preferably 1.70% or more.
  • P 0.001 to 0.050%
  • P tends to segregate in the central part of the plate thickness of the steel sheet, causing the weld to become brittle.
  • the P content exceeds 0.050%, the welded portion is significantly embrittled, so the P content is limited to 0.050% or less.
  • the lower limit of the content of P is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, since the content of P is less than 0.001% is accompanied by a significant increase in production cost, 0.001 % Is the lower limit.
  • S 0.0001-0.0050% S adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling. Further, since it combines with Ti to produce sulfide, prevents Ti from becoming nitride, and indirectly induces formation of Al nitride, the upper limit of the S content is set to 0.0050%. . In this respect, the S content is preferably 0.035% or less, and more preferably 0.0025% or less. The lower limit of the content of S is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, if the content of S is less than 0.0001%, a significant increase in production cost is caused, so 0.0001% Is the lower limit.
  • Al 0.001% to 0.050%
  • the Al content is preferably 0.035% or less.
  • the lower limit of the content of Al is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, when the content of Al is less than 0.001% is accompanied by a significant increase in production cost, 0.001% Is the lower limit.
  • Al is an element effective as a deoxidizing material. From this viewpoint, the Al content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • N 0.0001-0.0050% N forms coarse nitrides that are the starting points of fracture at low temperatures and lowers the impact resistance, so the amount added must be suppressed. If the N content exceeds 0.0050%, this effect becomes significant. Therefore, the N content range is set to 0.0050% or less. In this respect, the N content is preferably 0.0040% or less, and more preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of the content of N is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, if the content of N is less than 0.0001%, a significant increase in manufacturing cost is caused, so 0.0001% Is the lower limit.
  • O forms a coarse oxide and generates a starting point of destruction at a low temperature, so the content needs to be suppressed. If the O content exceeds 0.0030%, this effect becomes significant, so the upper limit of the O content is set to 0.0030% or less. In this respect, the O content is preferably 0.0020% or less, and more preferably 0.0010% or less. Although the lower limit of the content of O is not particularly defined, the effects of the present invention are exhibited. However, if the content of O is less than 0.0001%, a significant increase in manufacturing cost is caused, so 0.0001% Is the lower limit.
  • Ti 0.0010 to 0.0150%
  • Ti is an element that forms fine nitrides by hot rolling under appropriate conditions and suppresses the formation of coarse Al nitrides, reduces the starting point of fracture at low temperature, and has impact resistance characteristics. Improve. In order to obtain this effect, the Ti content needs to be 0.0010% or more, the Ti content is preferably 0.0030% or more, and more preferably 0.0050% or more. . On the other hand, if the Ti content exceeds 0.0150%, the formability of the soft part in the steel sheet deteriorates due to the precipitation of fine carbonitrides, and on the contrary, the drawing value at low temperature is lowered. For this reason, content of Ti shall be 0.0150% or less. From the viewpoint of moldability, the Ti content is preferably 0.0120% or less, and more preferably 0.0100% or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention may further contain the following elements as necessary.
  • “Nb: 0.0010 to 0.0150%” Nb is an element that forms fine nitrides by hot rolling under appropriate conditions and suppresses the formation of coarse Al nitrides, and reduces the starting point of fracture at low temperatures.
  • the Nb content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0030% or more, and further preferably 0.0050% or more. preferable.
  • the content of Nb exceeds 0.0150%, the formability of the soft part in the steel sheet deteriorates due to the precipitation of fine carbonitrides, and on the contrary, the drawing value at low temperature is lowered.
  • the content is preferably 0.0150% or less. From the viewpoint of moldability, the Nb content is more preferably 0.0120% or less, and further preferably 0.0100% or less.
  • V 0.010 to 0.150%
  • V is an element that forms fine nitrides by hot rolling under appropriate conditions and suppresses the formation of coarse Al nitrides, and reduces the starting point of fracture at low temperatures.
  • the V content needs to be 0.010% or more, the content is preferably 0.030% or more, and more preferably 0.050% or more.
  • the content of V exceeds 0.150%, the formability of the soft part in the steel sheet deteriorates due to the precipitation of fine carbonitride, and on the contrary, the drawing value at low temperature is lowered.
  • the content is preferably 0.150% or less. From the viewpoint of moldability, the V content is more preferably 0.120% or less, and further preferably 0.100% or less.
  • B 0.0001 to 0.0100%
  • B is an element that forms fine nitrides by hot rolling under appropriate conditions and suppresses the formation of coarse Al nitrides, and reduces the starting point of fracture at low temperatures.
  • the B content is preferably 0.0001% or more
  • the B content is preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • B is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength, and may be further added.
  • the content of B is preferably 0.0100% or less because the productivity is reduced. From the viewpoint of productivity, the B content is more preferably 0.0050% or less, and further preferably 0.0030% or less.
  • Cr: 0.01-2.00% Cr is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Cr content exceeds 2.00%, hot workability is impaired and productivity is lowered. Therefore, the Cr content is preferably 2.00% or less. Although the lower limit of the Cr content is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Cr, the Cr content may be 0.01% or more. preferable.
  • Ni 0.01-2.00%
  • Ni is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Ni content exceeds 2.00%, weldability is impaired, so the Ni content is preferably 2.00% or less.
  • the lower limit of the Ni content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Ni, the Ni content should be 0.01% or more. preferable.
  • Cu: 0.01-2.00% is an element that increases the strength by being present in the steel as fine particles, and can be added instead of a part of C and / or Mn. If the Cu content exceeds 2.00%, weldability is impaired, so the Cu content is preferably 2.00% or less. The lower limit of the Cu content is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Cu, the Cu content should be 0.01% or more. preferable.
  • Mo 0.01-1.00%
  • Mo is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Mo content exceeds 1.00%, hot workability is impaired and productivity is lowered. For this reason, the Mo content is preferably 1.00% or less.
  • the lower limit of the content of Mo is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Mo, the content of Mo is 0.01% or more. preferable.
  • W 0.01-1.00%
  • W is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the W content exceeds 1.00%, hot workability is impaired and productivity is lowered. Therefore, the W content is preferably 1.00% or less.
  • the lower limit of the W content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by W, the W content may be 0.01% or more. preferable.
  • Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM are effective elements for improving formability, and one or more of them can be added.
  • the total content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM exceeds 0.5000%, the ductility may be impaired.
  • the total content of each element is preferably 0.5000% or less.
  • the lower limit of the content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, the effect of improving the formability of the steel sheet is sufficient.
  • the total content of each element is 0.0001% or more.
  • the total content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM is more preferably 0.0005% or more, and 0.0010% or more. Is more preferable.
  • REM is an abbreviation for Rare Earth Metal and refers to an element belonging to the lanthanoid series.
  • REM and Ce are often added by misch metal and may contain a lanthanoid series element in combination with La and Ce. Even if these lanthanoid series elements other than La and Ce are included as inevitable impurities, the effect of the present invention is exhibited. Even if the metal La or Ce is added, the effect of the present invention is exhibited.
  • the reason for defining the structure of the high-strength steel sheet of the present invention is as follows.
  • TiN particles The steel sheet structure of the high-strength steel sheet of the present invention includes TiN particles having an average particle diameter of 0.5 ⁇ m or less. Coarse TiN particles serve as a starting point for destruction, but fine TiN particles having an average particle size of 0.5 ⁇ m or less do not function as a starting point for destruction.
  • the average particle diameter of the TiN particles is preferably 0.3 ⁇ m or less in order to effectively prevent the TiN particles from starting to break and further improve the impact resistance of the high-strength steel sheet. More preferably, it is 1 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of the TiN particles is obtained by the following method, for example. That is, a sample for a transmission electron microscope (TEM) containing TiN particles is prepared from the plate thickness section parallel to the rolling direction by the extraction replica method, and 10 or more TiN particles are observed using the transmission electron microscope. The particle diameter of each TiN particle is determined as the diameter of a circle having an area equal to the projected area of the TiN particle particles obtained by image analysis. And a particle size is measured about ten or more TiN particles, and the average particle size of TiN particles is calculated
  • TEM transmission electron microscope
  • AlN particles In the steel structure of the high-strength steel sheet of the present invention, the density of AlN particles having a particle diameter of 1 ⁇ m or more is 1.0 piece / mm 2 or less. Coarse AlN particles having a particle size of 1 ⁇ m or more serve as a starting point for destruction. In the steel structure of the high-strength steel sheet according to the present invention, the density of AlN particles having a particle diameter of 1 ⁇ m or more is 1.0 piece / mm 2 or less, so that the breakage starting from the AlN particles is prevented.
  • the density of the AlN particles having a particle diameter of 1 ⁇ m or more is preferably 0.5 particles / mm 2 or less, more preferably 0.1 particles / mm 2 or less. More preferably.
  • the measurement of the average particle diameter of these TiN particles and the measurement of the density of AlN particles having a particle diameter of 1 ⁇ m or more are measured at any plate thickness position in the steel plate except for the outermost surface of the steel plate with few particles. It doesn't matter. For example, as in the case of residual austenite and ferrite described later, it is preferable to measure at a position of 1/8 to 3/8 thickness as a region representative of a steel plate.
  • an AlN particle having a particle diameter of 1 ⁇ m or more means an AlN particle having an equivalent circle diameter d of 1 ⁇ m or more.
  • the density of the AlN particles in the present invention is determined by the following method, for example. That is, an area of 10.0 mm 2 or more in the plate thickness section parallel to the rolling direction is observed using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM), and AlN particles of 1 ⁇ m or more are observed. The number is counted and the density is calculated. The component of the AlN particles can be confirmed using an energy dispersive X-ray spectrometer attached to the FE-SEM.
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the steel structure of the high-strength steel sheet according to the present invention contains 1-8% residual austenite in a volume fraction in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on 1/4 of the thickness.
  • the average aspect ratio of the retained austenite is 2.0 or less
  • the amount of solute Mn in the retained austenite is 1.1 times or more of the average amount of Mn.
  • the entire steel sheet structure preferably contains 1 to 8% residual austenite in volume fraction.
  • the metal structure in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on 1/4 of the thickness of the steel sheet represents the overall structure of the steel sheet.
  • the range of the volume fraction of retained austenite in the range of 1/8 to 3/8 thickness of the base steel sheet is specified.
  • the volume fraction is 10 to 75. % Of ferrite, a total of 10-50% of bainitic ferrite and / or bainite, and 5-50% of tempered martensite, and pearlite has a volume fraction of 5% or less
  • the fresh martensite is preferably limited to 15% or less in volume fraction.
  • the metal structure in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on 1/4 of the thickness of the steel sheet represents the overall structure of the steel sheet. Therefore, in the range of 1/8 to 3/8 thickness of the steel sheet, the volume fraction of ferrite is 10 to 75% or less, and the total is 10 to 50% bainitic ferrite and / or bainite. And tempered martensite of 5 to 50% or less, pearlite is limited to 5% or less in volume fraction, and fresh martensite is substantially limited to 15% or less in volume fraction. Moreover, it can be considered that the metal structure such as ferrite is within a predetermined range in the entire structure of the steel sheet. Therefore, in the present invention, the range of the volume fraction of the metal structure such as ferrite is defined in the range of 1/8 to 3/8 thickness of the steel sheet.
  • the retained austenite has a stable shape and is chemically stable.
  • the average aspect ratio of retained austenite is 2.0 or less, and it has a stable shape with excellent isotropy.
  • the average aspect ratio of retained austenite is preferably 1.8 or less, and more preferably 1.6 or less.
  • the lower limit of the average aspect ratio of retained austenite is 1.0. When the average aspect ratio exceeds 2.0, a part of the retained austenite is easily transformed into martensite when pulled at a low temperature, a starting point of fracture is generated, and the aperture value is deteriorated.
  • the amount of dissolved Mn in the retained austenite is 1.1 times or more of the average amount of Mn, “(the amount of dissolved Mn in the retained austenite / average amount of Mn) ⁇ 1.1”.
  • the solid solution Mn content in the retained austenite is preferably 1.2 times or more, more preferably 1.3 times or more of the average Mn amount.
  • the upper limit is not particularly set, special equipment is required to make it 2.0 times or more, and 2.0 times is the actual upper limit.
  • “Ferrite” Ferrite is a structure effective for improving the drawing value at a low temperature, and is preferably contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 10 to 75%. When the volume fraction of ferrite is less than 10%, a sufficient aperture value may not be obtained.
  • the volume fraction of ferrite contained in the steel sheet structure is more preferably 15% or more, and further preferably 20% or more, from the viewpoint of the drawing value. On the other hand, since ferrite is a soft structure, if the volume fraction exceeds 75%, sufficient strength may not be obtained.
  • the volume fraction of ferrite contained in the steel sheet structure is preferably 65% or less, and more preferably 50% or less.
  • the volume fraction of pearlite contained in the steel sheet structure is preferably limited to 5% or less, and more preferably 2% or less.
  • Bainitic ferrite, bainite are structures with an excellent balance between strength and ductility, and the steel sheet structure contains 10% to 50% of bainitic ferrite and / or bainite in total volume fraction. Preferably it is. Bainitic ferrite and bainite are microstructures having an intermediate strength between soft ferrite and hard martensite, tempered martensite, and retained austenite, and more preferably 15% or more in view of stretch flangeability. More preferably, it is contained at 20% or more. On the other hand, if the volume fraction of bainitic ferrite and bainite exceeds 50% in total, the yield stress is excessively increased and the shape freezing property is deteriorated. In addition, bainitic ferrite and bainite may contain only one or both.
  • Fresh martensite greatly improves the tensile strength, but on the other hand, it becomes a starting point of fracture and greatly deteriorates the drawing value at low temperature. Therefore, it is preferable that the volume fraction is limited to 15% or less in the steel sheet structure. In order to increase the aperture value at a low temperature, the volume fraction of fresh martensite is more preferably 10% or less, and further preferably 5% or less.
  • Tempered martensite is a structure that greatly improves the tensile strength, and may be contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 50% or less. From the viewpoint of tensile strength, the volume fraction of tempered martensite is preferably 10% or more. On the other hand, when the volume fraction of the tempered martensite contained in the steel sheet structure exceeds 50%, the yield stress is excessively increased and the shape freezing property is deteriorated, which is not preferable.
  • the steel sheet structure of the high-strength steel sheet of the present invention may contain a structure other than the above, such as coarse cementite.
  • coarse cementite increases in the steel sheet structure, the bendability deteriorates. From this, the volume fraction of coarse cementite contained in the steel sheet structure is preferably 10% or less, and more preferably 5% or less.
  • the volume fraction of each structure included in the steel sheet structure of the high-strength steel sheet of the present invention can be measured, for example, by the method shown below.
  • the volume fraction of retained austenite is determined by performing an X-ray diffraction test on an arbitrary plane in the range of 1/8 to 3/8 thickness parallel to the plate surface of the steel sheet, and calculating the area fraction of retained austenite. With this, it can be regarded as a volume fraction in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness.
  • the microstructure in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness has high homogeneity, and if a sufficiently wide region is measured, it can be measured anywhere from 1/8 thickness to 3/8 thickness.
  • a microstructure fraction representative of the range of thickness to 3/8 thickness is obtained. Specifically, it is preferable to perform an X-ray diffraction test in a range of 250,000 square ⁇ m or more on a 1 ⁇ 4 thickness plane parallel to the plate surface of the steel plate.
  • the fraction of the microstructure (ferrite, bainitic ferrite, bainite, tempered martensite, pearlite, fresh martensite) excluding retained austenite was observed with an electron microscope in the range of 1/8 to 3/8 thickness. Can be measured. Specifically, a sample is taken with a surface perpendicular to the plate surface of the base steel plate and parallel to the rolling direction (rolling direction) as the observation surface, and the observation surface is polished and nital etched. Then, the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness centered on 1/4 of the plate thickness is observed with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope) to determine the area fraction. taking measurement.
  • FE-SEM Field Emission Scanning Electron Microscope
  • observation with an electron microscope is performed in three or more fields of view set at intervals of 1 mm or more. Then, the area fraction of each structure such as ferrite in the range where the total observation area is 5000 square ⁇ m or more is calculated, and with that, the volume fraction of each structure in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness is obtained. Can be considered.
  • ferrite is a massive crystal grain and is an area where there is no iron-based carbide having a major axis of 100 nm or more.
  • the volume fraction of ferrite is the sum of the volume fraction of ferrite remaining at the maximum heating temperature and the ferrite newly generated in the ferrite transformation temperature range.
  • Bainitic ferrite is a collection of lath-like crystal grains and does not contain iron-based carbide having a major axis of 20 nm or more inside the lath.
  • Bainite is a collection of lath-like crystal grains, and has a plurality of iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside the lath, and further, these carbides are a single variant, that is, a group of iron-based carbides extending in the same direction. Belongs to.
  • the iron-based carbide group extending in the same direction means that the difference in the extension direction of the iron-based carbide group is within 5 °.
  • Tempered martensite is an aggregate of lath-like crystal grains, and has a plurality of iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside the lath, and further, these carbides are a plurality of variants, that is, a plurality of iron-based materials extending in different directions It belongs to the carbide group. Note that bainite and tempered martensite can be easily distinguished by observing the iron-based carbide inside the lath-like crystal grains using FE-SEM and examining the elongation direction.
  • the galvanized layer may be alloyed.
  • a galvanized layer is formed on the surface of a high-strength steel plate, it has excellent corrosion resistance.
  • an alloyed galvanized layer is formed on the surface of a high-strength steel plate, it has excellent corrosion resistance and excellent paint adhesion.
  • the galvanized layer or the alloyed galvanized layer may contain Al as an impurity.
  • the alloyed galvanized layer is one or two of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, and REM. These may be contained or they may be mixed. Even if the alloyed galvanized layer contains or is mixed with one or more of the above elements, the effects of the present invention are not impaired, and depending on the content, the corrosion resistance and workability are improved. In some cases, it is preferable.
  • the amount of adhesion of the galvanized layer or alloyed galvanized layer is preferably 20 g / m 2 or more from the viewpoint of corrosion resistance and 150 g / m 2 or less from the viewpoint of economy.
  • the average thickness of the galvanized layer or the alloyed galvanized layer is 1.0 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less. If it is less than 1.0 ⁇ m, sufficient corrosion resistance cannot be obtained. Preferably, it is 2.0 ⁇ m or more. On the other hand, if it exceeds 50.0 ⁇ m, it is not economical, and the strength of the steel sheet is impaired.
  • the thickness of the galvanized layer or the alloyed galvanized layer is preferably as thin as possible, and is preferably 30.0 ⁇ m or less.
  • the average thickness of the plating layer is the same as the rolling direction of the steel sheet, and the cross section of the plate thickness is finished to a mirror surface and observed using FE-SEM. The thickness is measured, and the average value is defined as the plating layer thickness.
  • the iron content of the alloyed galvanized layer is set to 8.0% or more and preferably 9.0% or more in order to ensure good flaking resistance. Further, the iron content in the alloyed galvanized layer is 12.0% or less and preferably 11.0% or less in order to ensure good powdering resistance.
  • a film made of a phosphorus oxide and / or a composite oxide containing phosphorus may be formed on the surface of the galvanized layer or the alloyed galvanized layer.
  • the film made of phosphorus oxide and / or a composite oxide containing phosphorus can function as a lubricant when the steel sheet is processed, and can protect the galvanized layer formed on the surface of the steel sheet.
  • a slab having the above-described chemical component (composition) is cast.
  • a slab produced by a continuous casting slab, a thin slab caster or the like can be used.
  • the method for producing a high-strength steel sheet of the present invention is compatible with a process such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting.
  • the slab heating temperature needs to be 1210 ° C. or higher in order to sufficiently dissolve the Ti-based inclusions generated during casting and uniformly dissolve Ti in the steel, and is 1225 ° C. or higher. It is preferable to do. If the slab heating temperature is too low, the finish rolling temperature will be lower than the Ar 3 transformation point. As a result, rolling is performed in the two-phase region of ferrite and austenite, the hot-rolled sheet structure becomes an inhomogeneous mixed grain structure, and the inhomogeneous structure is not eliminated even though it undergoes a cold rolling process and a continuous annealing process, The steel sheet is inferior in ductility and bendability.
  • a decrease in the slab heating temperature may cause an excessive increase in rolling load, which may make rolling difficult and may cause a defective shape of the steel sheet after rolling.
  • the upper limit of the slab heating temperature is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, since it is not economically preferable to make the heating temperature excessively high, the upper limit of the slab heating temperature is 1350 ° C. or less. It is desirable.
  • Ar 3 901-325 ⁇ C + 33 ⁇ Si-92 ⁇ (Mn + Ni / 2 + Cr / 2 + Cu / 2 + Mo / 2) + 52 ⁇ Al
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, and Al are content [mass%] of each element. Elements not contained are calculated as 0.
  • any number of passes can be reduced in the temperature range from the slab taken out from the heating furnace to the rolling completion temperature with the lower one of 850 ° C. or Ar3 temperature being the lower limit.
  • the reduction performed in the range of 1100 ° C. to 1000 ° C. has a strong influence on the dispersion state of the TiN and AlN particles in question, and therefore heat in the same temperature range using (Equation 1).
  • Equation 1 Define the extension conditions.
  • the reduction applied in the temperature range exceeding 1100 ° C. does not act as a TiN precipitation site because dislocations introduced at the time of deformation immediately disappear, and does not affect the problem of dispersion of TiN and AlN particles.
  • nucleation of particles that can become coarse TiN and AlN is completed before rolling in a range of less than 1000 ° C., and subsequent rolling (temperature range of less than 1000 ° C.) causes problems with TiN and AlN particles. Does not affect the distributed state.
  • rolling is performed for 8 to 25 passes between taking out from the heating furnace and completing the rolling.
  • the reduction applied in the range of 1100 ° C. to 1000 ° C. is 2 to 10 passes.
  • the plate thickness generally starts from 200 to 500 mm and is rolled to 10 to 50 mm.
  • the plate width is generally 500 to 2000 mm.
  • the temperature of the steel sheet is the surface temperature, and the measurement method is not limited, but may be measured directly using, for example, a thermocouple.
  • the number of passes i can be in the range of 2 to 10, preferably in the range of 5 to 8.
  • the elapsed time from the i-th pass to the i + 1-th pass can be in the range of 2 to 300 seconds, preferably in the range of 5 to 180 seconds, and more preferably in the range of 10 to 120 seconds.
  • the processing temperature of the first pass which is the first pass in the hot rolling in the temperature range of 1100 to 1000 ° C., can be in the range of 1100 to 1050 ° C., preferably in the range of 1090 to 1065 ° C.
  • the reduction ratio of the i-th pass can be in the range of 5 to 50%, preferably in the range of 15 to 35%.
  • Equation 1 is an empirical expression representing the generation behavior of TiN particles.
  • the polynomial term representing the driving force for particle production, the exp term representing the diffusion coefficient of the atom, and the product of the time t are used to process the atomic diffusion distance.
  • the amount of dislocations introduced along with the above is represented by the strain amount ⁇ and multiplied by them.
  • the value shown by (Formula 1) is less than 1.0, the generation of TiN becomes insufficient, the solid solution N remains until it is hot-rolled to 1000 ° C., and coarse AlN is generated.
  • the value represented by (Equation 1) exceeds 5.0, TiN generation becomes excessively active, TiN coarsening proceeds, and on the contrary, the characteristics are impaired.
  • the elapsed time between the adjacent paths can be controlled in a relatively short time, Since the processing temperature and rolling reduction in each pass are appropriately controlled, a large amount of dislocations, which are Ti nitride generation sites, can be introduced into the steel, and fine Ti nitride can be generated in the steel. it can. In addition, it does not specifically limit about the reduction performed in the temperature range over 1100 degreeC, and the reduction applied in the temperature range less than 1000 degreeC.
  • the reduction may be performed under a condition that satisfies the above (Equation 1) in a temperature range exceeding 1100 ° C., or the reduction may be performed under a condition that does not satisfy the above (Equation 1).
  • the reduction may not be performed in a temperature range exceeding 1100 ° C.
  • the reduction may be performed under a condition that satisfies the above (Equation 1) in a temperature range of less than 1000 ° C., or the reduction may be performed under a condition that does not satisfy the above (Equation 1).
  • the finish in the temperature range of at least 1100 to 1000 ° C., after hot rolling under the conditions satisfying the above (formula 1), the finish is 800 ° C. and the higher temperature of Ar 3 transformation point to 970 ° C. Complete at the hot rolling temperature and wind up at 750 ° C. or lower.
  • the plate thickness after finish rolling is, for example, 2 mm to 10 mm. If the finish rolling temperature is less than 800 ° C., the rolling load during finish rolling becomes high, and hot rolling becomes difficult, and there is a concern that the hot rolled steel sheet obtained after hot rolling has a defective shape.
  • the hot rolling may be a two-phase rolling of ferrite and austenite, and the structure of the hot rolled steel sheet may be a heterogeneous mixed grain structure.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is 970 ° C. or more, TiN is not sufficiently generated, and surplus N may generate Al and nitride.
  • hot rolling is performed in a temperature range of 1100 to 1000 ° C. under the condition satisfying the above (Equation 1), and the temperature of 800 ° C. and the higher Ar 3 transformation point is not lower than 970 ° C. Since it is completed at the finish hot rolling temperature, it is possible to suppress the formation of coarse Ti nitride in the temperature range of 1100 to 1000 ° C, and fine TiN particles are produced between 1000 ° C and the finish hot rolling temperature. The As a result, the finally obtained high-strength steel sheet has excellent impact resistance.
  • the coiling temperature is set to 750 ° C. or lower.
  • the winding temperature is preferably 720 ° C. or lower, and more preferably 700 ° C. or lower.
  • the coiling temperature is preferably 500 ° C or higher.
  • the winding temperature is preferably 550 ° C. or higher, more preferably 600 ° C. or higher.
  • the hot rolled steel sheet wound in the above temperature range is cooled at an average cooling rate of 15 ° C./hour or less.
  • the distribution of Mn dissolved in the steel sheet is promoted, and the retained austenite can be selectively left in the Mn-concentrated region, thereby increasing the amount of dissolved Mn in the retained austenite. Can do.
  • the high strength steel sheet finally obtained has a solid solution Mn amount in the retained austenite of 1.1 times or more of the average Mn amount. Distribution of Mn after winding is more likely to proceed at higher temperatures. Therefore, the cooling rate of the steel sheet needs to be 15 ° C./hour or less, particularly in the range from the coiling temperature to the coiling temperature ( ⁇ 50 ° C.).
  • pickling is important for improving the plateability of the steel sheet because it removes oxides on the surface of the hot-rolled steel sheet. Moreover, pickling may be performed once or may be performed in a plurality of times.
  • the rolling reduction in the cold rolling process is preferably 40% or more, and more preferably 45% or more.
  • the rolling reduction is preferably 75% or less. From the viewpoint of cold rolling load, the rolling reduction is more preferably 70% or less.
  • the effects of the present invention can be exhibited without particularly defining the number of rolling passes and the rolling reduction for each rolling pass.
  • the cold-rolled steel sheet obtained after the cold rolling process is passed through a continuous annealing line to perform a continuous annealing process.
  • the temperature range of 550 to 700 ° C.
  • the maximum heating temperature is set between (Ac 1 transformation point + 40) to 1000 ° C., and the maximum heating temperature to Cooling at an average cooling rate of 1.0 to 10.0 ° C./second in a temperature range of 700 ° C., cooling at an average cooling rate of 5.0 to 200.0 ° C./second in a temperature range of 700 to 500 ° C .; Annealing is performed in a temperature range of 350 to 450 ° C. for 30 to 1000 seconds. As a result, the high-strength steel sheet of the present invention is obtained.
  • the recrystallization of the cold-rolled steel sheet is sufficiently advanced, and the shape of the retained austenite becomes more isotropic. It becomes excellent and stable, and the austenite remaining at the end has a nearly spherical shape.
  • the average heating rate in the temperature range of 550 to 700 ° C. exceeds 10 ° C./second, the shape of retained austenite cannot be stabilized.
  • the maximum heating temperature in the continuous annealing step is less than (Ac 1 transformation point +40) ° C.
  • the maximum heating temperature is set to (Ac 1 Transformation point +40) C or higher.
  • the maximum heating temperature is preferably (Ac 1 transformation point + 50) ° C. or more, and more preferably (Ac 1 transformation point + 60) ° C. or more.
  • the maximum heating temperature exceeds 1000 ° C., the diffusion of atoms is promoted and the distribution of Si, Mn, and Al is weakened. Therefore, the maximum heating temperature is set to 1000 ° C. or less.
  • Si in the residual austenite, Mn, to control the Al content is preferably the maximum heating temperature is less than Ac 3 transformation temperature.
  • the average cooling rate In the temperature range from the maximum heating temperature to 700 ° C, if the average cooling rate exceeds 10.0 ° C / sec, the ferrite fraction in the steel sheet tends to be non-uniform and formability deteriorates. It is set to 10.0 ° C./second. On the other hand, if the average cooling rate is less than 1.0 ° C./sec, a large amount of ferrite and pearlite are generated and residual austenite cannot be obtained, so the lower limit of the average cooling rate is 1.0 ° C./sec. In order to obtain retained austenite, the average cooling rate is preferably 2.0 ° C./second or more, and more preferably 3.0 ° C./second or more.
  • the average cooling rate is less than 5.0 ° C./second, a large amount of pearlite and / or iron-based carbide is generated and no retained austenite remains, so the lower limit of the average cooling rate is 5 0 ° C / second or more.
  • the average cooling rate is preferably 7.0 ° C./second or more, and more preferably 8.0 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to exceed the average cooling rate of 200 ° C./second, special equipment is required. The upper limit is 200 ° C./second.
  • the retention time is set to 1000 seconds or less.
  • the stopping time is preferably 800 seconds or shorter, and more preferably 600 seconds or shorter.
  • the steel sheet in the continuous annealing step of the manufacturing method described above, is made of zinc before cooling in the temperature range of 350 to 450 ° C. after the cooling in the temperature range of 700 to 500 ° C. or after the holding treatment. It is good also as a high intensity
  • the galvanizing bath is not particularly limited, and Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr are contained in the galvanizing bath. Even if one, two or more of I, Cs, and REM are mixed, the effect of the present invention is not impaired, and depending on the amount, corrosion resistance and workability may be improved. Moreover, Al may be contained in the galvanizing bath. In this case, the Al concentration in the bath is preferably 0.05% or more and 0.15% or less.
  • the temperature for the alloying treatment is preferably 480 to 560 ° C., and the residence time for the alloying treatment is preferably 15 to 60 seconds.
  • the steel plate may be reheated to 460 ° C. to 600 ° C. and subjected to an alloying treatment for holding the galvanized layer for 2 seconds or longer to alloy it.
  • an alloying treatment By performing such an alloying treatment, a Zn—Fe alloy formed by alloying the zinc plating layer is formed on the surface, and a high-strength galvanized steel sheet having the alloyed zinc plating layer on the surface is obtained.
  • a coating made of a composite oxide containing phosphorus oxide and / or phosphorus may be applied to the surface of the zinc plating layer or alloyed zinc plating layer of these high-strength galvanized steel sheets.
  • the alloy is retained at a temperature of 200 to 350 ° C. for 30 to 1000 seconds after the alloying treatment.
  • the steel sheet structure includes tempered martensite.
  • the alloyed steel plate is cooled to 350 ° C. or lower to generate martensite, and then 350 ° C. or higher.
  • Tempered martensite may be generated by reheating to a temperature range of 550 ° C. or lower and retaining for 2 seconds or longer.
  • the steel sheet cooled to a temperature range of 500 ° C. or lower in the continuous annealing process is further cooled to 350 ° C. or lower to generate martensite, and then reheated and retained at 400 to 500 ° C.
  • Tempered martensite is generated in the steel sheet structure.
  • the steel plate before annealing may be plated with one or more selected from Ni, Cu, Co, and Fe.
  • the annealed steel sheet may be subjected to temper rolling for the purpose of shape correction.
  • the rolling reduction after annealing exceeds 10%, the soft ferrite part is work-hardened and the ductility is significantly deteriorated. Therefore, the rolling reduction is preferably less than 10%.
  • the present invention will be described in more detail with reference to examples.
  • the slabs having the chemical components (compositions) A to AF shown in Tables 1 and 2 and the chemical components (compositions) BA to BC shown in Table 3 were cast, and the conditions (slabs) shown in Tables 4 to 7 were cast immediately after casting. Heating temperature, rolling start temperature, hot rolling at a temperature range of 1100 to 1000 ° C. (value of (Formula 1), finishing hot rolling temperature), cooling, and winding temperatures shown in Tables 4 to 7 And cooled at an average cooling rate shown in Tables 4 to 7, and pickled. Thereafter, cold rolling at the rolling reduction shown in Tables 4 to 7 was performed.
  • annealing was performed under the conditions shown in Tables 8 to 11, and steel sheets of Experimental Examples 1 to 108 and 201 to 208 were obtained.
  • the temperature range of 550 to 700 ° C. is heated at the average heating rate shown in Tables 6 to 8, heated to the maximum heating temperature shown in Tables 8 to 11, and then the maximum heating temperature to 700 ° C.
  • the temperature range is cooled at an average cooling rate (cooling rate 1) shown in Tables 8 to 11, and the temperature range of 700 to 500 ° C. is cooled at an average cooling rate (cooling rate 2) shown in Tables 8 to 11, and 350
  • a holding treatment was carried out in the temperature range of ⁇ 450 ° C. for the time shown in Tables 8 to 11, and then cooled to room temperature.
  • the amount of retained austenite out of the microstructure fraction was determined by electron backscattering (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope) attached to a field emission scanning electron microscope (FE-SEM) in a cross-section that was cut out of a plate thickness and polished to a mirror surface. Measurement was performed with an EBSD (Electron Back Scattering Diffraction) analyzer, and the others were obtained by performing a nital etching on a mirror-polished cross section and observing it using an FE-SEM.
  • FE-SEM Field Emission Scanning Electron Microscope
  • TiN average size a sample for a transmission electron microscope (TEM) was prepared by an extraction replica method from the surface in which the volume fraction of the microstructure was observed. The particle diameter (equivalent circle diameter) was measured and the average value was determined.
  • density of AlN particles having a particle size of 1 ⁇ m or more inclusions in the range of 10.0 mm 2 were observed with FE-SEM on the surface where the volume fraction of the microstructure was observed, and the equivalent circle diameter exceeded 1.0 ⁇ m. The composition of inclusions was measured, the number of inclusions identified as AlN was counted, and the density was determined.
  • the ratio (WMn ⁇ / WMn) of the solid solution Mn amount (WMn ⁇ ) in the retained austenite to the average Mn amount (WMn) was determined by measuring WMn and WMn ⁇ by the method described below. That is, on the observation surface where the microstructure fraction was obtained, EPMA analysis was performed in the same range as the EBSD analysis, WMn was obtained from the obtained Mn concentration map, and further, the Mn concentration map and the retained austenite map were overlapped, Only the measured value of Mn concentration in austenite was extracted, and WMn ⁇ was obtained as the average value.
  • Tables 16 to 19 show the results of evaluating the characteristics of the steel sheets of Experimental Examples 1 to 108 and 201 to 208 by the following method.
  • Tensile test pieces in accordance with JIS Z 2201 were collected from the steel plates of Experimental Examples 1 to 108 and 201 to 208, and the tensile test was conducted in accordance with JIS Z 2241. Yield stress “YS”, tensile strength “TS”, all The elongation “EL” was measured. Further, a hole expansion test (JFST1001) for evaluating the flange property was performed, and a hole expansion limit value “ ⁇ ”, which is an index of stretch flangeability, was calculated. Further, the same tensile test piece was immersed in alcohol containing liquid nitrogen, cooled to ⁇ 60 ° C., taken out and immediately subjected to a tensile test, and the drawing ratio (drawing value) of the fracture portion was obtained.
  • Experimental Examples 14 and 72 are examples in which a film made of a complex oxide containing phosphorus is provided on the surface of the galvanized layer, and good characteristics are obtained.
  • Experimental Example 5 is an example in which the slab heating temperature before hot rolling is low, coarse TiN remains, and the drawing value at low temperature is inferior.
  • Experimental example 10 is an example in which the value of (Equation 1) is large, and there is coarse TiN.
  • Experimental example 59 is an example in which the value of (Equation 1) is small, and coarse AlN is present. In Experimental Example 10 and Experimental Example 59, the aperture value at low temperatures is inferior.
  • Experimental Example 15 is an example in which the hot rolling temperature for hot rolling is low, and the microstructure is inhomogeneous in one direction, so that ductility, stretch flangeability, and drawing value at low temperatures are inferior.
  • Experimental example 20 is an example in which the winding is high after hot rolling, and the microstructure becomes very coarse, so that the ductility, stretch flangeability, and drawing value at low temperature are inferior.
  • Experimental Example 25 the average cooling rate after winding is high, the WMn ⁇ / WMn is low, the Mn concentration in the retained austenite is insufficient, and the drawing value at low temperatures is inferior. Since Experimental Example 30 has a low cold rolling reduction ratio and a large retained austenite aspect ratio ( ⁇ aspect ratio), the drawing value at low temperatures is inferior.
  • Experimental Example 35 since the average heating rate of annealing is large and the aspect ratio ( ⁇ aspect ratio) of retained austenite is large, the aperture value at low temperature is inferior.
  • Experimental Example 40 is an example in which the maximum heating temperature in annealing is low and includes a large number of coarse iron-based carbides that are the starting points of fracture, so the ductility, stretch flangeability, and drawing value at low temperatures are inferior.
  • Experimental Example 60 the cooling rate 2 is low, coarse carbides are generated, and ductility, stretch flangeability, and drawing value at low temperatures are inferior.
  • Experimental Examples 103 to 108 are examples in which the chemical components deviate from a predetermined range, and none of the aperture values at a sufficiently low temperature is obtained.

Abstract

　所定の含有量で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｏを含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で１～８％の残留オーステナイトを含有し、前記残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．０以下であり、かつ前記残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量が平均Ｍｎ量の１．１倍以上であり、平均粒径０．５μｍ以下のＴｉＮ粒子を含み、平均粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の密度が１．０個／ｍｍ２以下である鋼板組織を有し、引張最大強度が９００ＭＰａ以上である耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。

Description

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
　本発明は、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に関し、特に、優れた耐衝撃特性を有する高強度鋼板およびその製造方法に関する。本願は、２０１１年７月２９日に日本に出願された特願２０１１－１６７６６１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車の軽量化を図りつつ衝突安全性を高めるために、自動車に用いられる鋼板の強度を向上させるとともに耐衝撃特性を向上させることが要求されている。
　衝突吸収エネルギーの大きい高強度鋼板として、特許文献１には、重量％で，Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．５～４．０％、Ｎｉ：０～５．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ１．５－３．０×Ｃ≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．５－５．０×Ｃ、およびＭｎ＋（Ｎｉ／３）≧１．０（％）、を満足する化学組成を有し、さらに鋼板の焼付硬化量が５０ＭＰａ以上である高強度鋼板が記載されている。
　また、特許文献２には、衝突吸収性に優れる高張力鋼板として、式ＶＢ≦（ＴＳｓ／６０）－1（ＴＳｓ：静的な引張試験における引張強度（ＭＰａ））で与えられる体積率ＶＢのべイナイトと、Ｃ含有量が１．２質量％以下で体積率が５％以上の残留オーステナイトと、残部がフエライトとからなる鋼組織を有し、静的な引張試験における降伏比が０．６以上で、動的な引張試験における引張強度と静的な引張試験における引張強度との比ＴＳｄ／ＴＳｓが式ＴＳｄ／ＴＳｓ≧０．８＋（３００／ＴＳｓ） （ＴＳｄ：歪み速度１０００／ｓの動的引張試験における引張強度（ＭＰａ））で与えられる関係を満たす高静動比を有する高延性高張力鋼板が記載されている。
　また、特許文献３には、衝撃特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法として、Ｃ：０．０８～０．１８質量％，Ｓｉ：１．００～２．０質量％，Ｍｎ：１．５～３．０質量％，Ｐ：０．０３質量％以下，Ｓ：０．００５％質量％以下，Ｔ．Ａｌ：０．０１～０．１質量％の組成を有し、式（Ｍｎ偏析度＝（スラブ中心部Ｍｎ濃度－ベースＭｎ濃度）／ベースＭｎ濃度）で定義されるＭｎ偏析度が１．０５～１．１０であるスラブを熱間圧延し、さらに冷間圧延した後、連続焼鈍ラインで７５０～８７０℃の２相域または単相域で保持時間６０秒以上加熱し、その後７２０～６００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却した後、平均冷却速度１０℃／ｓ以上で３５０～４６０℃まで冷却して３０秒～２０分保持後、室温まで冷却してポリゴナルフェライト＋アシュキュラーフェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイト＋マルテンサイトの５相組織とする製造方法が記載されている。
　特許文献４には、自動車用鋼板として用いる鋼板として、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１～３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１～２％、Ｎ：０．００５％未満を含み、かつＳｉ＋Ａｌ≧０．６％、（０．０００６Ａｌ）％≦Ｎ≦０．００５８％－（０．００２６×Ａｌ）％、Ａｌ≦（１．２５×Ｃ０．５－０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
　特許文献５には、エネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板として、Ｃ：０．０５～０．２０質量％，Ｓｉ：０．３～１．５質量％，Ｍｎ：１．０～２．５質量％，Ｐ：０．１質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、マルテンサイトと残留オーステナイトの内の１種又は２種を合計で２５～５０体積％を含み、残部がフェライトとベイナイトとからなるミクロ組織を有する鋼板を基材とし、その両面に合金化溶融亜鉛めっきが施されているものが記載されている。
　特許文献６には、表面性状並びに衝撃吸収性に優れた高延性型高張力冷延鋼板として、重量割合にてＣ：０．０６～０．２５％，Ｓｉ：２．５％以下，Ｍｎ：０．５～３．０％，Ｐ：０．１％以下，Ｓ：０．０３％以下，Ａｌ：０．１～２．５％，Ｔｉ：０．００３～０．０８％，Ｎ：０．０１％以下を含むと共に残部がFe及び不可避的不純物から成り、かつＴｉ含有量が（４８／１４）Ｎ≦Ｔｉ≦（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ＋０．０１なる関係を満足していて、冷延－再結晶焼鈍後の組織が体積率で５％以上の残留オ－ステナイトを含んだ組織であるものが記載されている。
　特許文献７には、低温靱性に優れた高延性高強度鋼板として、面積％で、ベイナイトが６０％以上、残留γが１～２０％、残部実質的にフェライトからなる組織を有し、残留γがベイナイト粒内に存在するものが記載されている。
特開２００１－１１５６５号公報 特開２００２－２９４４００号公報 特開２００４－３００４５２号公報 特開２００６－３０７３２７号公報 特開２００９－６８０３９号公報 特開平１０－１３０７７６号公報 特開平１１－２１６５３号公報
　しかしながら、従来の技術では、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を有する鋼板において、十分な耐衝撃特性が得られず、より一層耐衝撃特性を向上させることが要求されていた。
　以上のような現状に鑑み、本発明は、優れた耐衝撃特性を有する高強度鋼板およびその製造方法、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなる高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供するものである。
　本発明者らは、優れた耐衝撃特性の得られる引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。その結果、本発明者らは、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｔｉ：０．００１０～０．０１５０％、Ｎ：０．０００１～０．００５０％を含有する所定の化学成分を有し、鋼板組織が、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で１～８％の残留オーステナイトを含有し、前記残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．０以下であり、かつ前記残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量が平均Ｍｎ量の１．１倍以上であり、平均粒径０．５μｍ以下のＴｉＮ粒子を含み、粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の密度が１．０個／ｍｍ２以下である鋼板とすればよいことを見出した。
　すなわち、上記の高強度鋼板は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎを上記範囲で含有するものであって、平均粒径０．５μｍ以下の微細なＴｉＮ粒子が生成されることによって、低温での破壊の起点となる平均粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の生成が抑制されているものであるので、粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の密度が１．０個／ｍｍ２以下の少ないものとなっている。このため、上記の高強度鋼板は、ＡｌＮ粒子が起点となる破壊が防止されたものとなっている。
　また、上記の高強度鋼板では、破壊の起点となる残留オーステナイトの体積分率が１～８％と少なく、残留オーステナイトが、平均アスペクト比が２．０以下である等方性に優れた安定な形状を有し、かつ、残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量が平均Ｍｎ量の１．１倍以上である化学的に安定なものとされている。したがって、上記の高強度鋼板は、残留オーステナイトが起点となる破壊が防止されたものとなっている。
　このように、上記の高強度鋼板では、ＡｌＮ粒子が起点となる破壊および残留オーステナイトが起点となる破壊が防止されているので、優れた耐衝撃特性が得られる。
　本発明は、かかる知見に基づいて完成させたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）
　質量％で、Ｃ：０．０７５～０．３００％、Ｓｉ：０．３０～２．５０％、Ｍｎ：１．３０～３．５０％、Ｐ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．０００１～０．００５０％、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｔｉ：０．００１０～０．０１５０％、Ｎ：０．０００１～０．００５０％、Ｏ：０．０００１～０．００３０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で１～８％の残留オーステナイトを含有し、前記残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．０以下であり、かつ前記残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量が平均Ｍｎ量の１．１倍以上であり、平均粒径０．５μｍ以下のＴｉＮ粒子を含み、粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の密度が１．０個／ｍｍ２以下である鋼板組織を有し、引張最大強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
（２）
　前記鋼板組織が、体積分率で１０～７５％以下のフェライトと、合計で１０～５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、１０～５０％以下の焼戻しマルテンサイトとを含み、
　パーライトが、体積分率で５％以下に制限され、フレッシュマルテンサイトが、体積分率で１５％以下に制限されている、（１）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
（３）
　さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００１０～０．０１５０％、Ｖ：０．０１０～０．１５０％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％の１種または２種以上を含有する、（１）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。　
（４）
　さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｗ：０．０１～１．００％の１種または２種以上を含有する、（１）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
（５）
　さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．５０００質量％含有する、（１）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
（６）
　表面に亜鉛めっき層が形成されている、（１）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（７）
　前記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されている、（６）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（８）
　質量％で、Ｃ：０．０７５～０．３００％、Ｓｉ：０．３０～２．５０％、Ｍｎ：１．３０～３．５０％、Ｐ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．０００１～０．００５０％、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｔｉ：０．００１０～０．０１５０％、Ｎ：０．０００１～０．００５０％、Ｏ：０．０００１～０．００３０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを１２１０℃以上に加熱し、少なくとも１１００～１０００℃の温度範囲においては、下記（式１）を満たす条件で圧下を行い、８００℃とＡｒ３変態点の高い方の温度以上９７０℃以下の仕上げ熱延温度で圧下を完了し、７５０℃以下の温度域にて巻き取り、１５℃／時以下の平均冷却速度で冷却する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後、３０～７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後、５５０～７００℃の温度範囲を１０℃／秒以下の平均加熱速度で加熱し、最高加熱温度を（Ａｃ１変態点＋４０）～１０００℃間とし、最高加熱温度～７００℃の温度範囲において１．０～１０．０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、７００～５００℃の温度範囲において５．０～２００．０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、３５０～４５０℃の温度範囲で３０～１０００秒停留処理させる焼鈍を行う連続焼鈍工程と、を具備する、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
 　（式１）において、ｉはパス数、Ｔｉはｉパス目の加工温度、ｔｉはｉパス目からｉ＋１パス目までの経過時間、εｉはｉパス目の圧下率を示す。
（９）
　（８）に記載の製造方法の連続焼鈍工程において、停留処理の後に電気亜鉛めっきを施して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１０）
　（８）に記載の製造方法の連続焼鈍工程において、７００～５００℃の温度範囲における冷却後３５０～４５０℃の温度範囲での停留処理の前、または前記停留処理の後に、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１１）
　前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、前記鋼板を４６０～６００℃まで再加熱し、２秒以上保持して前記亜鉛めっき層を合金化させる、（１０）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２）
　前記亜鉛めっき層を形成した後、該亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、（１０）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１３）
　前記亜鉛めっき層を合金化させた後、該合金化した亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、（１１）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明の高強度鋼板では、ＡｌＮ粒子および残留オーステナイトが破壊の起点となるこ
とが防止されているので、優れた耐衝撃特性を有し、引張最大強度が９００ＭＰａ以上の
高強度鋼板が得られる。また、本発明の高強度鋼板の製造方法によれば、優れた耐衝撃特
性を有する引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供できる。また、本発明によ
れば、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなる高強度亜鉛
めっき鋼板およびその製造方法を提供できる。
(化学成分)
　まず、本発明の高強度鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明における［％］は［質量％］である。
　本発明の高強度鋼板は、Ｃ：０．０７５～０．３００％、Ｓｉ：０．３０～２．５０％、Ｍｎ：１．３０～３．５０％、Ｐ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．０００１～０．００５０％、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｔｉ：０．００１０～０．０１５０％、Ｎ：０．０００１～０．００５０％、Ｏ：０．０００１～０．００３０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるものである。
「Ｃ：０．０７５～０．３００％」
　Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Ｃの含有量が０．３００％を超えると溶接性が不十分となる。溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．２５０％以下であることが好ましく、０．２２０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５％未満であると強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが出来ない。強度を高めるため、Ｃの含有量は０．０９０％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
「Ｓｉ：０．３０～２．５０％」
　Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高めるために必要な元素である。しかし、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると鋼板が脆化し、延性が劣化する。延性の観点から、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．３０％未満では焼鈍工程において粗大な鉄系炭化物が多量に生成し、強度および成形性が劣化する。この観点から、Ｓｉの下限値は０．５０％以上であることが好ましく、０．７０％以上がより好ましい。
「Ｍｎ：１．３０～３．５０％」
　Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために本発明の鋼板に添加される。しかし、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じ、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると溶接性も劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点から、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が１．３０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなる。このことから、Ｍｎの含有量を１．３０％以上とする必要がある。強度を高めるため、Ｍｎの含有量は１．５０％以上であることが好ましく、１．７０％以上であることがより好ましい。
「Ｐ：０．００１～０．０５０％」
　Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０５０％を超えると溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量を０．０５０％以下に限定した。Ｐの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．００１％を下限値とする。
「Ｓ：０．０００１～０．００５０％」
　Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。また、Ｔｉと結びついて硫化物を生成し、Ｔｉが窒化物となることを妨げ、間接的にＡｌ窒化物の生成を誘発することから、Ｓの含有量の上限値を０．００５０％とした。この観点から、Ｓの含有量は０．０３５％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがさらに好ましい。Ｓの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とする。
「Ａｌ：０．００１％～０．０５０％」
　Ａｌは、多量に添加すると粗大な窒化物を形成し、低温における絞り値を低下させ、耐衝撃特性を低下させることから、Ａｌの含有量の上限を０．０５０％とする。粗大な窒化物の生成を避けるため、Ａｌの含有量は０．０３５％以下とすることが好ましい。Ａｌの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ａｌの含有量を０．００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．００１％を下限値とする。また、Ａｌは脱酸材としても有効な元素であり、この観点から、Ａｌの含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。
「Ｎ：０．０００１～０．００５０％」
　Ｎは、低温での破壊の起点となる粗大な窒化物を形成し、耐衝撃特性を低下させることから、添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．００５０％を超えると、この影響が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．００５０％以下とした。この観点から、Ｎの含有量は０．００４０％以下であることが好ましく、０．００３０％以下であることがより好ましい。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすると、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１％を下限値とする。
「Ｏ：０．０００１～０．００３０％」
　Ｏは、粗大な酸化物を形成し、低温での破壊の起点を生じさせることから、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．００３０％を超えると、この影響が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．００３０％以下とした。この観点から、Ｏの含有量は０．００２０％以下であることが好ましく０．００１０％以下であることがさらに好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とする。
「Ｔｉ：０．００１０～０．０１５０％」
　Ｔｉは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌ窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させ、耐衝撃特性を向上させる。この効果を得るには、Ｔｉの含有量を０．００１０％以上とする必要があり、Ｔｉの含有量を０．００３０％以上とすることが好ましく、０．００５０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．０１５０％を超えると、微細な炭窒化物の析出によって鋼板の中で軟質な部位の成形性が劣化し、却って低温での絞り値を低下させる。このため、Ｔｉの含有量を０．０１５０％以下とする。成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．０１２０％以下であることが好ましく、０．０１００％以下であることがより好ましい。
　本発明の高強度鋼板は、更に、必要に応じて、以下に示す元素を含んでいてもよい。
「Ｎｂ：０．００１０～０．０１５０％」
　Ｎｂは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌ窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させる。この効果を得るには、Ｎｂの含有量を０．００１０％以上とすることが好ましく、Ｎｂの含有量を０．００３０％以上とすることがより好ましく、０．００５０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｎｂの含有量が０．０１５０％を超えると、微細な炭窒化物の析出によって鋼板の中で軟質な部位の成形性が劣化し、却って低温での絞り値を低下させるため、Ｎｂの含有量は０．０１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．０１２０％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。
「Ｖ：０．０１０～０．１５０％」
　Ｖは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌ窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させる。この影響を得るには、Ｖの含有量を０．０１０％以上とする必要が有り、含有量を０．０３０％以上とすることが好ましく、０．０５０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｖの含有量が０．１５０％を超えると、微細な炭窒化物の析出によって鋼板の中で軟質な部位の成形性が劣化し、却って低温での絞り値を低下させるため、Ｖの含有量は０．１５０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｖの含有量は０．１２０％以下であることがより好ましく、０．１００％以下であることがさらに好ましい。
「Ｂ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｂは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌ窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させる。この効果を得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、Ｂの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがさらに好ましい。また、Ｂは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、さらに添加してもよいが、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。生産性の観点から、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。
「Ｃｒ：０．０１～２．００％」
　Ｃｒは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｒの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｒによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｎｉ：０．０１～２．００％」
　Ｎｉは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｎｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｉによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｃｕ：０．０１～２．００％」
　Ｃｕは微細な粒子として鋼中に存在することで強度を高める元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｕの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｃｕによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｍｏ：０．０１～１．００％」
　Ｍｏは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下する。このことから、Ｍｏの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｗ：０．０１～１．００％」
　Ｗは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ、生産性が低下することから、Ｗの含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化の効果を十分に得るには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．５０００％」
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．５０００％を超えると、却って延性を損なう恐れがある。このため、各元素の含有量の合計は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点から、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。
　なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
（鋼板組織）
　本発明の高強度鋼板の組織を規定した理由は以下のとおりである。
「ＴｉＮ粒子」
　本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、平均粒径０．５μｍ以下のＴｉＮ粒子を含むものである。粗大なＴｉＮ粒子は破壊の起点となるが、平均粒径０．５μｍ以下の微細なＴｉＮ粒子は破壊の起点として働かない。ＴｉＮ粒子の平均粒径は、ＴｉＮ粒子が破壊の起点となることを効果的に防止し、高強度鋼板の耐衝撃特性をさらに向上させるために、０．３μｍ以下であることが好ましく、０．１μｍ以下であることがより好ましい。
　ＴｉＮ粒子の平均粒径は、例えば、以下に示す方法により求められる。
　すなわち、圧延方向に平行な板厚断面から、抽出レプリカ法によってＴｉＮ粒子を含む透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）用サンプルを作成し、透過型電子顕微鏡を用いてＴｉＮ粒子を１０個以上観察する。各ＴｉＮ粒子の粒径は、画像解析により得られるＴｉＮ粒子粒子の投影面積と等しい面積を有する円の直径と定められる。そして、１０個以上のＴｉＮ粒子について粒径を測定し、その平均値からＴｉＮ粒子の平均粒径が求められる。
「ＡｌＮ粒子」
　また、本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の密度が１．０個／ｍｍ２以下である。粒径１μｍ以上の粗大なＡｌＮ粒子は破壊の起点となる。本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の密度が１．０個／ｍｍ２以下であるため、ＡｌＮ粒子が起点となる破壊が防止される。ＡｌＮ粒子が起点となる破壊をより効果的に防止するために、粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の密度は、０．５個／ｍｍ２以下であることが好ましく、０．１個／ｍｍ２以下であることがさらに好ましい。
　なお、これらＴｉＮ粒子の平均粒径の測定、および、粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の密度の測定は、粒子の少ない鋼板最表面を除いて、鋼板中のいずれの板厚の位置において測定しても構わない。例えば、後述する残留オーステナイトやフェライト等と同様、鋼板を代表する領域として１／８～３／８厚の位置において測定することが好ましい。
　本発明において、粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子とは、円相当径ｄで１μｍ以上のＡｌＮ粒子のことを意味する。円相当径ｄとは、画像解析により得られる粒子の投影面積Ｓと等しい面積を有する円の直径であり、以下の式で求められる。ｄ＝√（４Ｓ／π）
　本発明におけるＡｌＮ粒子の密度は、例えば、以下に示す方法により求められる。
　すなわち、圧延方向に平行な板厚断面の１０．０ｍｍ２以上の面積を、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を使用して観察し、１μｍ以上のＡｌＮ粒子の個数を数え、密度を算出する。なお、ＡｌＮ粒子の成分は、ＦＥ－ＳＥＭに併設したエネルギー分散型Ｘ線分光器を用いて確認できる。
　本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で１～８％の残留オーステナイトを含有するものであり、残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．０以下であり、かつ残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量が平均Ｍｎ量の１．１倍以上のものである。
　なお、鋼板組織の全体において、体積分率で１～８％の残留オーステナイトを含有することが望ましい。しかしながら、鋼板の板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における金属組織は、鋼板全体の組織を代表する。従って、鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で１～８％の残留オーステナイトを含有していれば、実質的に、鋼板の組織全体において、体積分率で１～８％の残留オーステナイトを含有ているとみなすことができる。このため、本発明では、母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲における残留オーステナイトの体積分率の範囲について規定した。
　さらに、本発明の高強度鋼板の鋼板組織では、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、残留オーステナイトの他に、体積分率で、１０～７５％以下のフェライトと、合計で１０～５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、５～５０％以下の焼戻しマルテンサイトとを含み、パーライトが、体積分率で５％以下に制限され、フレッシュマルテンサイトが、体積分率で１５％以下に制限されていることが好ましい。本発明の高強度鋼板がこのような鋼板組織を有するものである場合、より優れた成形性を有するものとなる。
　なお同様に、これらフェライト等の金属組織が、鋼板組織の全体において所定の範囲であることが望ましい。しかしながら、鋼板の板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における金属組織は、鋼板全体の組織を代表する。従って、鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で、１０～７５％以下のフェライトと、合計で１０～５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、５～５０％以下の焼戻しマルテンサイトとを含み、パーライトが、体積分率で５％以下に制限され、フレッシュマルテンサイトが、体積分率で１５％以下に制限されていれば、実質的に、鋼板の組織全体において、これらフェライト等の金属組織が所定の範囲内であるとみなすことができる。このため、本発明では、鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、これらフェライト等の金属組織の体積分率の範囲を規定した。
「残留オーステナイト」
　残留オーステナイトは、強度および延性を大きく向上させるため、残留オーステナイトを低温での絞り値を損なわない範囲で含む必要がある。残留オーステナイトの体積率が１％未満では、強度および延性の向上が不十分であり、これを下限とする。強度および成形性の観点から、残留オーステナイトの量は１．５％以上とすることが好ましく、２．０％以上とすることが好ましい。一方、残留オーステナイトは、破壊の起点となって曲げ性を大きく劣化させるため、鋼板組織に体積分率で８％以下に制限する必要がある。曲げ性を高めるには残留オーステナイトの体積分率を６％以下とすることがより好ましい。
　また、残留オーステナイトが起点となる破壊を防止するためには、残留オーステナイトが安定な形状を有し、かつ、化学的に安定なものとされていることが好ましい。
　本発明においては、残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．０以下とされており、等方性に優れた安定な形状を有している。残留オーステナイトの形状をより安定なものとするために、残留オーステナイトの平均アスペクト比は、１．８以下であることが好ましく、１．６以下であることがより好ましい。残留オーステナイトの平均アスペクト比の下限は１．０とする。平均アスペクト比が２．０を超えると、低温で引張った際に残留オーステナイトの一部が容易にマルテンサイトへと変態し、破壊の起点が生まれ、絞り値が劣化する。
　本発明においては、残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量が平均Ｍｎ量の１．１倍以上「（残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量／平均Ｍｎ量）≧１．１」とされており、残留オーステナイトが化学的に安定にされている。残留オーステナイトを化学的により安定させるために、残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量は平均Ｍｎ量の１．２倍以上であることが好ましく、１．３倍以上であることがより好ましい。上限は特に設定しないが、２．０倍以上とするには特殊な設備が必要であり、２．０倍を実際の上限とする。
「フェライト」
　フェライトは、低温における絞り値の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で１０～７５％含まれていることが好ましい。フェライトの体積分率が１０％未満である場合、十分な絞り値が得られない恐れがある。鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率は、絞り値の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、フェライトは軟質な組織であるため、体積分率が７５％を超えると十分な強度が得られない場合がある。鋼板の引張強度を十分高めるには、鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率を６５％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることがさらに好ましい。
「パーライト」
　パーライトが多くなると、延性が劣化する。このことから、鋼板の組織に含まれるパーライトの体積分率は、５％以下に制限されることが好ましく、２％以下であることがより好ましい。
「ベイニティックフェライト、ベイナイト」
　ベイニティックフェライトとベイナイトは、強度と延性のバランスに優れた組織であり、鋼板組織に体積分率の合計で１０～５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方が含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライトとベイナイトは軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライトとベイナイトの体積分率が合計で５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。なお、ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、どちらか一方のみ含有しても良いし、両方を含有しても良い。
「フレッシュマルテンサイト」
　フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって低温での絞り値を大きく劣化させるため、鋼板組織に体積分率で１５％以下に制限されることが好ましい。低温での絞り値を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることが更に好ましい。
「焼戻しマルテンサイト」
　焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１０％以上とすることが好ましい。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。
「その他」
　本発明の高強度鋼板の鋼板組織には、粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、鋼板組織中に粗大なセメンタイトが多くなると、曲げ性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれる粗大なセメンタイトの体積分率は、１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
　本発明の高強度鋼板の鋼板組織に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。
　残留オーステナイトの体積分率は、鋼板の板面に平行な、１／８厚～３／８厚の範囲にある任意の面においてＸ線回折試験を行い、残留オーステナイトの面積分率を算出し、それを持って１／８厚～３／８厚の範囲における体積分率と見なすことができる。
　なお、１／８厚～３／８厚の範囲におけるミクロ組織は均質性が高く、十分に広い領域を測定すれば、１／８厚～３／８厚のどこで測定しても、１／８厚～３／８厚の範囲を代表するミクロ組織分率が得られる。具体的には、鋼板の板面に平行な１／４厚の面において、２５００００平方μｍ以上の範囲でＸ線回折試験を行うことが好ましい。
　また、残留オーステナイトを除くミクロ組織（フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト、フレッシュマルテンサイト）の分率は、１／８厚～３／８厚の範囲において電子顕微鏡で観察して測定することができる。具体的には母材鋼板の板面に垂直かつ圧延方向（圧下方向）に平行な面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングする。そして、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定する。この場合、例えば、１／８厚～３／８厚の範囲において、互いに１ｍｍ以上の間隔をおいて設定した３つ以上の視野において電子顕微鏡による観察を行う。そして、観察面積の合計が５０００平方μｍ以上の範囲におけるフェライト等の各組織の面積分率を算出し、それを持って１／８厚～３／８厚の範囲における各組織の体積分率と見なすことができる。
　フェライトは塊状の結晶粒であって、内部に長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物が無い領域である。なお、フェライトの体積分率は、最高加熱温度において残存するフェライトと、フェライト変態温度域で新たに生成したフェライトの体積分率の和である。
　ベイニティックフェライトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。
　ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一の方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。
　焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が複数のバリアント、すなわち異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
　なお、ＦＥ－ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることによって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは容易に区別しうる。
　また、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは十分に腐食されない。したがって、ＦＥ－ＳＥＭによる観察において上述の組織（フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）とは明瞭に区別される。
　したがって、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、ＦＥ－ＳＥＭにて観察された腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線によって測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求められる。
（亜鉛めっき層）
　また、本発明においては、高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層が形成されてなる耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板とすることができる。亜鉛めっき層は合金化されていてもよい。高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されている場合、優れた耐食性を有するものとなる。また、高強度鋼板の表面に、合金化した亜鉛めっき層が形成されている場合、優れた耐食性を有し、塗料の密着性に優れたものとなる。また、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層には、不純物としてＡｌが含まれても良い。
　合金化亜鉛めっき層は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有しても良く、あるいは、それらが混入されてもよい。合金化亜鉛めっき層が、上記の元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入されたものであっても、本発明の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
　亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層の付着量については特に制約は設けないが、耐食性の観点から２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下であることが望ましい。また、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層のの平均厚さは、１．０μｍ以上、５０μｍ以下とする。１．０μｍ未満では十分な耐食性が得られない。好ましくは２．０μｍ以上とする。一方、５０．０μｍ超では経済的でなく、鋼板の強度を損なうため好ましくない。原料コストの観点からは、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層の厚さは薄いほど好ましく、３０．０μｍ以下であることが好ましい。
　めっき層の平均厚さは、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ－ＳＥＭを用いて観察し、鋼板の表面と裏面でそれぞれ５箇所ずつ、合計で１０箇所のめっき層厚さを測定し、その平均値をもってめっき層厚さとする。
　なお、合金化処理を施す場合、合金化亜鉛めっき層の鉄の含有量は、良好な耐フレーキング性を確保するために８．０％以上とし、９．０％以上であることが好ましい。また、合金化亜鉛めっき層中の鉄の含有量は、良好な耐パウダリング性を確保するために１２．０％以下とし、１１．０％以下であることが好ましい。
　また、本発明においては、上記亜鉛めっき層または合金化した亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されていてもよい。リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、鋼板表面に形成した亜鉛めっき層を保護することができる。
（製造方法）
　次に、本発明の高強度鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
　本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。
　熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の高強度鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造－直接圧延（ＣＣ－ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
（熱間圧延工程）
　熱間圧延工程において、スラブ加熱温度は、鋳造時に生成したＴｉ系の介在物を十分に溶解させ、鋼中にＴｉを均等に固溶させるため１２１０℃以上にする必要があり、１２２５℃以上とすることが好ましい。また、スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ってしまう。その結果、フェライト及びオーステナイトの二相域で圧延が行われ、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷間圧延工程及び連続焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、延性や曲げ性に劣る鋼板となる。また、スラブ加熱温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、スラブ加熱温度の上限は１３５０℃以下とすることが望ましい。
　なお、Ａｒ３変態点は次の式により計算する。
　Ａｒ３＝９０１－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ－９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
　上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは各元素の含有量［質量％］である。含有していない元素は、０として計算する。
　本発明においては、上記スラブ加熱温度に加熱した後、少なくとも１１００～１０００℃の温度範囲において、下記（式１）を満たす条件で圧下を施す。（式１）において、ｉはパス数、Ｔｉはｉパス目の加工温度、ｔｉはｉパス目からｉ＋１パス目までの経過時間、εｉはｉパス目の圧下率を示す。
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　粗大なＴｉ窒化物やＡｌ窒化物の生成を抑制して、微細なＴｉＮ粒子を含む鋼板を製造するには、１１００～１０００℃の温度範囲での熱間圧延により、鋼中にＴｉ窒化物の生成サイトである転位を多量に導入する必要がある。しかし、１１００～１０００℃の温度範囲では、加工により導入された転位が、Ｆｅ原子の拡散によって容易に消滅する。このため、転位が十分に導入されるだけの歪量が得られる加工（圧下)を、比較的短時間に連続して行う必要がある。すなわち、パス数を複数とし、隣接するパス間における経過時間を短時間にするとともに、各パスにおける加工温度および圧下率を適切に制御する必要がある。
　熱間圧延工程では、加熱炉からスラブを取出してから、８５０℃あるいはＡｒ３温度の高い方を下限とする圧延完了温度までの温度域で任意のパス数の圧下を行うことができる。この熱間圧延のうち、１１００℃から１０００℃の範囲で行われる圧下は、問題となるＴｉＮおよびＡｌＮ粒子の分散状態に強く影響することから、（式１）を用いて同温度範囲での熱延条件を規定する。
　１１００℃超の温度範囲で施される圧下は、変形時に導入された転位が即座に消滅するため、ＴｉＮの析出サイトとして働かず、問題となるＴｉＮおよびＡｌＮ粒子の分散状態に影響しない。一方、１０００℃未満の範囲で圧延を施すまでに粗大なＴｉＮおよびＡｌＮとなりうる粒子の核生成は完了しており、以降（１０００℃未満の温度範囲）の圧延は問題となるＴｉＮおよびＡｌＮ粒子の分散状態に影響しない。
　一般的に、加熱炉から取出し、圧延完了までの間に８～２５パスの圧延を施す。１１００℃～１０００℃の範囲で施す圧下は２～１０パスである。当該温度範囲における圧下は、板厚は２００～５００ｍｍから始まり、１０～５０ｍｍまで圧延することが一般的である。板幅は一般的に５００～２０００ｍｍである。なお、鋼板の温度は表面の温度であり、その測定方法は問わないが、例えば熱電対を用いて直接測定しても構わない。
　（式１）において、具体的には、例えば、パス数ｉは、２～１０の範囲、好ましくは、５～８の範囲とすることができる。ｉパス目からｉ＋１パス目までの経過時間は、２～３００秒の範囲、好ましくは、５～１８０秒の範囲、さらに好ましくは１０～１２０秒の範囲とすることができる。
　また、１１００～１０００℃の温度範囲での熱間圧延における最初のパスである１パス目の加工温度は、１１００～１０５０℃の範囲、好ましくは、１０９０～１０６５℃の範囲とすることができる。ｉパス目の圧下率は、５～５０％の範囲、好ましくは、１５～３５％の範囲とすることができる。
　（式１）は、ＴｉＮ粒子の生成挙動を表す経験式であり、粒子生成の駆動力を表す多項式の項、原子の拡散係数を表すexp項と時間ｔの積で原子の拡散距離を、加工に伴い導入される転位の量をひずみ量εで代表して表し、それらを掛け合わせたものである。（式１）で示される値が１．０を下回ると、ＴｉＮの生成が不十分となり、固溶Ｎが１０００℃まで熱間圧延した時点まで残留し、粗大なＡｌＮが生成する。一方、（式１）で示される値が５．０を上回ると、ＴｉＮの生成が過度に活発となり、ＴｉＮの粗大化が進み、却って特性を損なうことになる。
　本発明においては、少なくとも１１００～１０００℃の温度範囲において、上記（式１）を満たす条件で圧下を行うことにより、隣接する複数のパス間における経過時間が比較的短時間に制御されるともに、各パスにおける加工温度および圧下率が適切に制御されるので、Ｔｉ窒化物の生成サイトである転位を鋼中に多量に導入することができ、鋼中に微細なＴｉ窒化物を生成させることができる。なお、１１００℃超の温度範囲で施される圧下、および、１０００℃未満の温度範囲で施される圧下については、特に限定されない。たとえば、１１００℃超の温度範囲で上記（式１）を満たす条件で圧下を行っても良いし、上記（式１）を満たさない条件で圧下を行っても良い。あるいは、１１００℃超の温度範囲では圧下を行わなくても良い。同様に、１０００℃未満の温度範囲で上記（式１）を満たす条件で圧下を行っても良いし、上記（式１）を満たさない条件で圧下を行っても良い。
　本発明においては、少なくとも１１００～１０００℃の温度範囲において、上記（式１）を満たす条件で熱間圧延を行った後、８００℃とＡｒ３変態点の高い方の温度以上９７０℃以下の仕上げ熱延温度で完了し、７５０℃以下の温度域にて巻き取る。なお、仕上げ圧延後の板厚は、例えば２ｍｍ～１０ｍｍである。仕上げ圧延温度が、８００℃未満であると、仕上げ圧延時の圧延荷重が高くなって、熱間圧延が困難となったり、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の形状不良を招く懸念がある。また、仕上げ圧延温度が、Ａｒ３変態点未満であると、熱間圧延がフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となって、熱延鋼板の組織が不均質な混粒組織になる場合がある。一方、仕上げ圧延温度の上限が９７０℃以上であると、ＴｉＮの生成が不十分となり、余剰のＮがＡｌと窒化物を生成する可能性がある。
　本発明では、熱間圧延工程において、１１００～１０００℃の温度範囲で上記（式１）を満たす条件で熱間圧延を施し、８００℃とＡｒ３変態点の高い方の温度以上９７０℃以下の仕上げ熱延温度で完了するので、１１００～１０００℃の温度範囲において粗大なＴｉ窒化物が生成されることを抑制できるとともに、１０００℃～仕上げ熱延温度までの間に微細なＴｉＮ粒子が生成される。その結果、最終的に得られる高強度鋼板が優れた耐衝撃特性を有するものとなる。
　熱延鋼板の表面に形成される酸化物の厚さが過度に増大して、酸洗性が劣化することを防止するため、巻き取り温度は７５０℃以下とする。酸洗性をより一層高めるために、巻き取り温度は７２０℃以下であることが好ましく、７００℃以下であることがさらに好ましい。
　一方、巻き取り温度が５００℃未満となると熱延鋼板の強度が過度に高まり、冷間圧延が困難となるため、巻き取り温度は５００℃以上とすることが好ましい。冷間圧延の負荷を軽減するため、巻き取り温度は５５０℃以上とすることが好ましく、６００℃以上とすることがより好ましい。
　次に、上記の温度域で巻き取った熱延鋼板を１５℃／時以下の平均冷却速度で冷却する。このことにより、鋼板中に固溶しているＭｎの分配が進められ、残留オーステナイトをＭｎの濃化した領域に選択的に残留させることができ、残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量を増加させることができる。その結果、最終的に得られる高強度鋼板が、残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量が平均Ｍｎ量の１．１倍以上であるものとなる。巻取り後のＭｎの分配は高温ほど進みやすい。そのため、特に巻取り温度から（巻取り温度－５０℃）の範囲において、鋼板の冷却速度を１５℃／時以下にする必要がある。
　次に、このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行うことが好ましい。酸洗は、熱延鋼板の表面の酸化物を除去するものであることから、鋼板のめっき性向上のために重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。
（冷間圧延工程）
　次に、酸洗後の熱延鋼板に対して、残留オーステナイトを等方性に優れた安定な形状を有するものとするために、３０～７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程を行う。圧下率が３０％未満であると、残留オーステナイトの形状を安定なものとすることができず、最終的に得られる高強度鋼板が、残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．０以下であるものとならない。残留オーステナイトを安定な形状を有するものとするために、冷間圧延工程における圧下率は４０％以上であることが好ましく、４５％以上であることがより好ましい。一方、圧下率が７５％を超える冷延では、冷延荷重が大きくなりすぎて冷延が困難となる。このことから、圧下率は７５％以下であることが好ましい。冷延荷重の観点から、圧下率は７０％以下であることがより好ましい。
　なお、冷間圧延工程において、圧延パスの回数、各圧延パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
（連続焼鈍工程）
　次に、冷間圧延工程後に得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ラインに通板させて連続焼鈍工程を行う。本発明における連続焼鈍工程では、５５０～７００℃の温度範囲を１０℃／秒以下の平均加熱速度で加熱し、最高加熱温度を（Ａｃ１変態点＋４０）～１０００℃間とし、最高加熱温度～７００℃の温度範囲において１．０～１０．０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、７００～５００℃の温度範囲において５．０～２００．０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、３５０～４５０℃の温度範囲で３０～１０００秒停留処理させる焼鈍を行う。このことにより、本発明の高強度鋼板が得られる。
　連続焼鈍工程において、５５０～７００℃の温度範囲を１０℃／秒以下の平均加熱速度で加熱することにより、冷延鋼板の再結晶が十分に進められ、残留オーステナイトの形状がより等方性に優れた安定なものとなり、最後に残留するオーステナイトが球状に近い形状となる。５５０～７００℃の温度範囲での平均加熱速度が１０℃／秒を超えると、残留オーステナイトの形状を安定なものとすることができなくなる。
　また、連続焼鈍工程における最高加熱温度が（Ａｃ１変態点＋４０）℃未満では、鋼板中に粗大な鉄系炭化物が多数溶け残り、成形性が著しく劣化することから、最高加熱温度を（Ａｃ１変態点＋４０）℃以上とする。成形性の観点から、最高加熱温度は（Ａｃ１変態点＋５０）℃以上とすることが好ましく、（Ａｃ１変態点＋６０）℃以上とすることがさらに好ましい。一方、最高加熱温度が１０００℃を超えると、原子の拡散が促進され、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの分配が弱まることから、最高加熱温度を１０００℃以下とする。残留オーステナイト中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ量を制御するには、最高加熱温度はＡｃ３変態点温度以下であることが好ましい。
　最高加熱温度～７００℃の温度範囲において、平均冷却速度が１０．０℃／秒を超えると鋼板中のフェライト分率が不均一となりやすく、成形性が劣化することから、平均冷却速度の上限を１０．０℃／秒とする。一方、平均冷却速度が１．０℃／秒未満では、フェライトおよびパーライトが多量に生成し、残留オーステナイトが得られないことから、平均冷却速度の下限を１．０℃／秒とする。残留オーステナイトを得るには、平均冷却速度を２．０℃／秒以上とすることが好ましく、３．０℃／秒以上とすることがさらに好ましい。
　７００～５００℃の温度範囲において、平均冷却速度が５．０℃／秒未満となると、パーライトおよび、または鉄系炭化物が多量に生成し、残留オーステナイトが残らないため、平均冷却速度の下限を５．０℃／秒以上とする。この観点から、平均冷却速度は７．０℃／秒以上であることが好ましく、８．０℃／秒以上であることがより好ましい。一方、平均冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、平均冷却速度が２００℃／秒を超えるためには特殊な設備が必要となり、コストの観点から平均冷却速度の上限を２００℃／秒とする。
　さらに、ベイナイト変態を進め残留オーステナイトを得るため、３５０～４５０℃の温度範囲で３０～１０００秒間保持する停留処理を行う。停留時間が短いと、ベイナイト変態が進まず、残留オーステナイトへのＣの濃化が不十分となり、残留オーステナイトを十分に残すことができない。この観点から、停留時間の下限を３０秒とする。停留時間は４０秒以上であることが好ましく、６０秒以上であることがさらに好ましい。一方、停留時間が過度に長いと、鉄系炭化物が生成し、Ｃがこの鉄系炭化物として消費されてしまい、残留オーステナイトが十分に得られないことから、停留時間は１０００秒以下とする。この観点から、停留時間は８００秒以下であることが好ましく、６００秒以下であることがさらに好ましい。
　さらに、本発明においては、上述した製造方法の連続焼鈍工程において、上記停留処理後に電気亜鉛めっきを施して、鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成することにより、高強度亜鉛めっき鋼板としてもよい。
　また、本発明においては、上述した製造方法の連続焼鈍工程において、７００～５００℃の温度範囲における冷却後３５０～４５０℃の温度範囲での停留処理の前、または停留処理の後に、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成することにより、高強度亜鉛めっき鋼板としてもよい。
　このことにより、表面に亜鉛めっき層の形成された耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
　亜鉛めっき浴としては、特に限定されるものではなく、亜鉛めっき浴中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上が混入されていても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。また、亜鉛めっき浴中にＡｌが含まれていても良い。この場合、浴中のＡｌ濃度が０．０５％以上、０．１５％以下とすることが好ましい。
　また、合金化処理の温度は、４８０～５６０℃であることが好ましく、合金化処理の滞留時間は、１５～６０秒であることが好ましい。
　さらに、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬した後、鋼板を４６０℃～６００℃まで再加熱し、２秒以上保持して亜鉛めっき層を合金化させる合金化処理を施してもよい。
　このような合金化処理を行うことで、亜鉛めっき層が合金化されてなるＺｎ－Ｆｅ合金が表面に形成され、表面に合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
　さらに、これらの高強度亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層または合金化した亜鉛めっき層表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与しても構わない。
　本実施形態においては、合金化処理後に、２００～３５０℃の温度で３０～１０００秒滞留させることが好ましい。このことにより、鋼板組織が、焼戻しマルテンサイトを含むものとなる。
　また、合金化処理後に、２００～３５０℃の温度で３０～１０００秒滞留させることに代えて、合金化処理後の鋼板を３５０℃以下まで冷却してマルテンサイトを生成させた後、３５０℃以上、５５０℃以下の温度範囲まで再加熱し、２秒以上滞留させることにより、焼戻しマルテンサイトを生成させても良い。また、連続焼鈍工程で５００℃以下の温度域まで冷却された鋼板を、さらに３５０℃以下まで冷却してマルテンサイトを生成させてから再加熱し、４００～５００℃で滞留させることによっても、母材鋼板組織中に焼戻しマルテンサイトが生成される。
　なお、本発明は、上記の例に限定されるものではない。
　例えば、めっき密着性を向上させるために、焼鈍前の鋼板にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅから選ばれる１種あるいは複数種よりなるめっきを施してもよい。
　また、本実施形態においては、焼鈍後の鋼板に、形状矯正を目的とした調質圧延を施しても構わない。但し、焼鈍後の圧下率が１０％を超えると、軟質なフェライト部が加工硬化して延性が大幅に劣化するため、圧下率は１０％未満とすることが好ましい。
　本発明を、実施例を用いてさらに詳しく説明する。
　表１および表２に示すＡ～ＡＦの化学成分（組成）と表３に示すＢＡ～ＢＣの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、鋳造後直ちに表４～表７に示す条件（スラブ加熱温度、圧延開始温度、１１００～１０００℃の温度範囲の熱間圧延における（式１）の値、仕上げ熱延温度）で熱間圧延し、冷却し、表４～表７に示す巻き取り温度で巻き取り、表４～表７に示す平均冷却速度で冷却し、酸洗を施した。その後、表４～表７に示す圧下率での冷間圧延を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　続いて、表８～表１１に示す条件で焼鈍を施して実験例１～１０８、２０１～２０８の鋼板とした。焼鈍工程においては、５５０～７００℃の温度範囲を表６～表８に示す平均加熱速度で加熱し、表８～表１１に示す最高加熱温度まで加熱してから、最高加熱温度～７００℃の温度範囲を表８～表１１に示す平均冷却速度（冷却速度１）で冷却し、７００～５００℃の温度範囲を表８～表１１に示す平均冷却速度（冷却速度２）で冷却し、３５０～４５０℃の温度範囲で表８～表１１に示す時間で停留する停留処理を行い、その後室温まで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　室温まで冷却後、実験例６～２０、実験例７０～１０８では０．１５％の冷間圧延を施し、実験例２３では１．５０％の冷間圧延を施し、実験例２８では１．００％の冷間圧延を施し、実験例３１～５５では０．２５％の冷間圧延を施した。
　また、実験例３４，４４，７８，８１には焼鈍工程の後に電気めっきラインにて電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板とした。
　実験例１９，２４，８４では、冷却速度２で５００℃まで冷却した後、３５０～４５０℃の温度範囲へ冷却するまでの間に亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき鋼板とした。
　また、実験例２９，８７では、３５０～４５０℃の温度範囲での停留処理後に、亜鉛めっき浴に浸漬してから室温まで冷却し、溶融亜鉛めっき鋼板とした。
　実験例４，１４，７５では、冷却速度２で５００℃まで冷却した後、３５０～４５０℃の温度範囲へ冷却するまでの間に亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに表８～表１１に示す合金化温度で３０秒保持して合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
　また、実験例９，５８、７２では、３５０～４５０℃の温度範囲での停留処理後に亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに表８～表１１に示す合金化温度で３０秒保持して合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
　また、実験例１４および７２では、亜鉛めっき層の表面にリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与した。
　なお、表８～表１１に示す「ＣＲ」は冷延鋼板を意味し「ＧＡ」は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を意味し「ＧＩ］は溶融亜鉛めっき鋼板を意味し「ＥＧ」は電気亜鉛めっき鋼板を意味する。
　実験例１～１０８、２０１～２０８の鋼板における１／８厚から３／８厚の範囲におけるミクロ組織を観察し体積分率を測定した。その結果を、表１２～表１５に示す。表１２～表１５において「Ｆ」はフェライトを意味し「Ｂ」はベイナイトを意味し「ＢＦ」はベイニティックフェライトを意味し「ＴＭ」は焼戻しマルテンサイトを意味し「Ｍ」はフレッシュマルテンサイトを意味し「残留γ」残留オーステナイトを意味する。
　ミクロ組織分率のうち残留オーステナイト量は、板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面において電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）に併設された電子線後方散乱（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔａｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）解析機によって測定し、他は、鏡面に研磨した断面をナイタールエッチングし、ＦＥ－ＳＥＭを用いて観察して求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　また、残留オーステナイト（γ）の平均アスペクト比（γアスペクト比）として、先述のＥＢＳＤ解析機によって得られる残留オーステナイトのマップにおいて、大きい方から２０個の残留オーステナイトのアスペクト比を測定した結果と、板表面と平行な１／４厚の面を観察する試験片を作成し、同様にＥＢＳＤ解析を行って大きい方から２０個の残留オーステナイトのアスペクト比を測定した結果とを合わせて、４０個の残留オーステナイトのアスペクト比の平均値を求めた。
　また、ＴｉＮ粒子の平均粒径（ＴｉＮ平均サイズ）として、ミクロ組織の体積分率を観察した面から、抽出レプリカ法によって透過型電子顕微鏡（ＴＥM）用のサンプルを作成し、ＴＥＭでＴｉＮ１０個の粒径（円相当径）を測定し、その平均値を求めた。
　粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の密度として、ミクロ組織の体積分率を観察した面において、ＦＥ－ＳＥＭにて１０．０ｍｍ２の範囲の介在物を観察し、円相当径で１．０μｍを超える介在物の組成を測定し、ＡｌＮと確認された介在物の個数を数え、密度を求めた。
　平均Ｍｎ量（ＷＭｎ）に対する残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量（ＷＭｎγ）の比（ＷＭｎγ／ＷＭｎ）は、以下に示す方法によりＷＭｎとＷＭｎγとを測定して求めた。
　すなわち、ミクロ組織分率を求めた観察面において、ＥＢＳＤ解析と同じ範囲においてＥＰＭＡ解析を行い、得られたＭｎ濃度マップからＷＭｎを求め、さらにＭｎ濃度マップと残留オーステナイトマップとを重ねることで、残留オーステナイトにおけるＭｎ濃度の測定値のみ抽出し、その平均値としてＷＭｎγを得た。
　表１６～表１９に実験例１～１０８、２０１～２０８の鋼板の特性を以下に示す方法により評価した結果を示す。
　実験例１～１０８、２０１～２０８の鋼板からＪＩＳ　Ｚ　２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行い、降伏応力「ＹＳ」、引張強度「ＴＳ」、全伸び「ＥＬ」を測定した。
　また、フランジ性を評価する穴広げ試験（ＪＦＳＴ１００１）を行い、伸びフランジ性の指標である穴広げ限界値「λ」を算出した。
　また、同じ引張試験片を、液体窒素を加えたアルコール中に浸漬し、－６０℃まで冷やし、取出して直ちに引張試験を行い、破断部の絞り比（絞り値）を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
　表１６～表１９に示すように、実験例１～１０８、２０１～２０８のうち本発明の実施例である実験例は全て、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、かつ絞り値の結果が２０％以上と高く、耐衝撃特性に優れているものであった。
　これに対し、実験例１～１０８のうち比較例である実験例は、引張強度が９００ＭＰａ未満である、および／または絞り値の結果が低く、高強度でかつ耐衝撃特性に優れたものではなかった。
　また、実験例１４および７２は、亜鉛めっき層の表面にリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与した例であり、良好な特性が得られている。
　実験例５は、熱間圧延前のスラブ加熱温度が低い例であり、粗大なＴｉＮが残存し、低温での絞り値が劣位である。
　実験例１０は、（式１）の値が大きい例であり、粗大なＴｉＮが存在し、実験例５９は、（式１）の値が小さい例であり、粗大なＡｌＮが存在している。実験例１０および実験例５９は、低温での絞り値が劣位である。
　実験例１５は熱間圧延の仕上げ熱延温度が低い例であり、ミクロ組織が一方向に伸長した不均質なものとなるため、延性、伸びフランジ性、低温での絞り値が劣位である。
　実験例２０は熱間圧延後に巻き取りが高い例であり、ミクロ組織が非常に粗大なものとなるため、延性、伸びフランジ性、低温での絞り値が劣位である。
　実験例２５は巻取り後の平均冷却速度が高く、ＷＭｎγ／ＷＭｎが低く、残留オーステナイトへのＭｎ濃化が不十分であり、低温での絞り値が劣位である。
　実験例３０は冷間圧延の圧下率が小さく、残留オーステナイトのアスペクト比（γアスペクト比）が大きいため、低温での絞り値が劣位である。
　実験例３５は焼鈍の平均加熱速度が大きく、残留オーステナイトのアスペクト比（γアスペクト比）が大きいため、低温での絞り値が劣位である。
　実験例４０は焼鈍における最高加熱温度が低い例であり、破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物を多数含むため、延性、伸びフランジ性および低温での絞り値が劣位である。
　実験例４５は７００℃までの冷却速度が過度に高く、十分な軟質組織が得られないため、延性および低温での絞り値が劣位である。
　実験例５０は、冷却速度１が過度に低く、粗大な炭化物が生成し、硬質組織が十分に得られず、強度が劣位、延性、伸びフランジ性および低温での絞り値が劣位である。
　実験例５４は３５０～４５０℃での停留時間が短く、残留オーステナイトが少なく、延性および低温での絞り値が劣位である。
　実験例５５は３５０～４５０℃での停留時間が長く、残留オーステナイトが少なく、かつ粗大な炭化物が生成しており、延性および低温での絞り値が劣位である。
　実験例６０は冷却速度２が低く、粗大な炭化物が生成し、延性、伸びフランジ性、低温での絞り値が劣位である。
　実験例１０３～１０８は化学成分が所定の範囲を逸脱した例であり、いずれも十分な低温での絞り値が得られていない。

Claims (13)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０７５～０．３００％、
    Ｓｉ：０．３０～２．５０％、
    Ｍｎ：１．３０～３．５０％、
    Ｐ：０．００１～０．０５０％、
    Ｓ：０．０００１～０．００５０％、
    Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００１０～０．０１５０％、
    Ｎ：０．０００１～０．００５０％、
    Ｏ：０．０００１～０．００３０％
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    　板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で１～８％の残留オーステナイトを含有し、前記残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．０以下であり、かつ前記残留オーステナイト中の固溶Ｍｎ量が平均Ｍｎ量の１．１倍以上であり、
    　平均粒径０．５μｍ以下のＴｉＮ粒子を含み、粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の密度が１．０個／ｍｍ２以下である鋼板組織を有し、
    　引張最大強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
  2. 　前記鋼板組織が、前記母材鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、体積分率で１０～７５％以下のフェライトと、合計で１０～５０％のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、１０～５０％以下の焼戻しマルテンサイトとを含み、
    　パーライトが、体積分率で５％以下に制限され、フレッシュマルテンサイトが、体積分率で１５％以下に制限されている、請求項１に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
  3. 　さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１０～０．０１５０％、
    Ｖ：０．０１０～０．１５０％、
    Ｂ：０．０００１～０．０１００％の１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
  4. 　さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｗ：０．０１～１．００％の１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
  5. 　さらに、
    Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ，Ｈｆ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．５０００質量％含有する、請求項１に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
  6. 　表面に亜鉛めっき層が形成されている、請求項１に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  7. 　前記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されている、請求項６に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  8. 　質量％で、
    Ｃ：０．０７５～０．３００％、
    Ｓｉ：０．３０～２．５０％、
    Ｍｎ：１．３０～３．５０％、
    Ｐ：０．００１～０．０５０％、
    Ｓ：０．０００１～０．００５０％、
    Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００１０～０．０１５０％、
    Ｎ：０．０００１～０．００５０％、
    Ｏ：０．０００１～０．００３０％
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを１２１０℃以上に加熱し、少なくとも１１００～１０００℃の温度範囲においては、下記（式１）を満たす条件で圧下を行い、８００℃とＡｒ３変態点の高い方の温度以上９７０℃以下の仕上げ熱延温度で圧下を完了し、７５０℃以下の温度域にて巻き取り、１５℃／時以下の平均冷却速度で冷却する熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後、３０～７５％の圧下率で冷延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後、５５０～７００℃の温度範囲を１０℃／秒以下の平均加熱速度で加熱し、最高加熱温度を（Ａｃ１変態点＋４０）～１０００℃間とし、最高加熱温度～７００℃の温度範囲において１．０～１０．０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、７００～５００℃の温度範囲において５．０～２００．０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、３５０～４５０℃の温度範囲で３０～１０００秒停留処理させる焼鈍を行う連続焼鈍工程と、を具備する、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　（式１）において、ｉはパス数、Ｔｉはｉパス目の加工温度、ｔｉはｉパス目からｉ＋１パス目までの経過時間、εｉはｉパス目の圧下率を示す。
  9. 　請求項８に記載の製造方法の連続焼鈍工程において、停留処理の後に電気亜鉛めっきを施して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 　請求項８に記載の製造方法の連続焼鈍工程において、７００～５００℃の温度範囲における冷却後３５０～４５０℃の温度範囲での停留処理の前、または前記停留処理の後に、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、前記鋼板を４６０～６００℃まで再加熱し、２秒以上保持して前記亜鉛めっき層を合金化させる、請求項１０に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 　前記亜鉛めっき層を形成した後、該亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、請求項１０に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  13. 　前記亜鉛めっき層を合金化させた後、該合金化した亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、請求項１１に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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