WO2018105003A1 - 高強度鋼板 - Google Patents

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WO2018105003A1
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less
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martensite
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幸一 佐野
力 岡本
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
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    • C21D2211/008—Martensite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate, and particularly to a high-strength steel plate excellent in formability.
  • Patent Documents 1 and 2 propose that bainite or tempered martensite be the main structure in order to enhance the hole expansibility and local elongation of the TRIP steel sheet.
  • Non-Patent Document 1 proposes a steel added with an amount of Mn exceeding 3.0%.
  • Patent Document 5 discloses that a tempering process is utilized to improve hole expansibility. Since martensite is harder than other structures, there is a large difference in hardness from the surrounding structure, and local elongation and hole expandability deteriorate. By tempering martensite at a low temperature of 500 ° C. or lower, the hole expandability is improved.
  • Residual austenite can be obtained by concentrating C and Mn in austenite and stabilizing the austenite even at room temperature.
  • C is concentrated in austenite during the bainite transformation, and austenite can be further stabilized.
  • Patent Documents 1 and 2 are based on the above idea. If the amount of C to be added is large, the retained austenite can be increased, and as a result, a steel plate having a good balance between strength and uniform elongation can be obtained. However, since it is a steel sheet containing a hard structure with soft ferrite as the main phase, the hardness difference becomes large, voids are easily generated, and local elongation cannot be increased.
  • Patent Document 4 when the method disclosed in Patent Document 4 is used, it becomes difficult to secure a predetermined amount of retained austenite in the obtained steel sheet, and thus the uniform elongation becomes insufficient.
  • Non-Patent Document 1 is a composite structure of soft tempered martensite and a hard structure, it is difficult to improve the hole expandability like the steel sheets of Patent Documents 1 and 2. is there. In addition, since it consists of soft tempered martensite and austenite, a low yield stress is a problem.
  • the size of the retained austenite in the high-temperature tempered martensite cannot be sufficiently reduced, so that high uniform elongation and local elongation, high yield stress and high strength, which are targets in the present invention, are achieved. I can't.
  • PCT / JP2016 / 0667448 for an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent uniform and local deformability.
  • PCT / JP2016 / 067448 enables both the product of tensile strength and local elongation and the product of yield stress and uniform elongation, since the C content is relatively high, spot weldability May deteriorate, and it is necessary to devise a current pattern for spot welding.
  • the present invention is a high strength steel sheet containing Mn: 3.50% by mass or more and C: 0.24% by mass or less including residual austenite (hereinafter sometimes referred to as “residual ⁇ ”). It aims at providing the high strength steel plate which has elongation.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and the gist of the present invention is the following high-strength steel sheet.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.10 to 0.24%, Mn: 3.50 to 12.00%, Si: 0.005 to 5.00%, Al: 0.005 to 5.00%, P: 0.15% or less, S: 0.030% or less, N: 0.020% or less, O: 0.010% or less, Cr: 0 to 5.00%, Mo: 0 to 5.00%, Ni: 0 to 5.00%, Cu: 0 to 5.00%, Nb: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.50%, W: 0 to 0.50%, B: 0 to 0.010%, Ca: 0 to 0.05%, Mg: 0 to 0.05%, Zr: 0 to 0.05%, REM: 0 to 0.05%, Sb: 0 to 0.50%, Sn: 0 to 0.50%, As: 0 to 0.05%, V: 0 to 2.0%, Balance: Fe and impurities,
  • the metal structure at the 1/4 position of the plate thickness is area%, Retained
  • the total area ratio of fresh martensite, pearlite and bainite is 0 to 5.0% in area%.
  • the area ratio of pearlite and bainite is 0%.
  • the steel sheet has a tensile strength of 1180 MPa or more and a sheet thickness of 0.8 to 3.2 mm.
  • the high-strength steel plate according to any one of (1) to (3) above.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.13-0.21% Is, The high-strength steel sheet according to any one of (1) to (4) above.
  • the chemical composition is mass%, Mn: 4.0 to 7.0% Is, The high-strength steel plate according to any one of (1) to (5) above.
  • the chemical composition is mass%, Cr: 0 to 1.50% Is, The high-strength steel plate according to any one of (1) to (6) above.
  • the chemical composition is mass%, Mo: 0 to 1.00% Is,
  • the chemical composition is mass%, Ni: 0 to 1.50% Is, The high-strength steel sheet according to any one of (1) to (8) above.
  • the chemical composition is mass%, Cu: 0 to 1.50% Is, The high-strength steel plate according to any one of (1) to (9) above.
  • the chemical composition is mass%, B: 0 to 0.003% Is, The high-strength steel plate according to any one of (1) to (10) above.
  • a hot dip galvanized layer On the surface of the steel sheet, a hot dip galvanized layer, an alloyed hot dip galvanized layer, or a Zn—Ni alloy plated layer is provided.
  • the high-strength steel plate according to any one of (1) to (11) above.
  • the present inventors have intensively studied a method for solving the above problems. As a result, a certain amount or more of residual ⁇ is dispersed in the steel sheet, and furthermore, high-temperature tempered martensite tempered at a high temperature and low-temperature tempered martensite tempered at a low temperature are respectively present in a required amount and in combination. And found that high uniform elongation (uEL) and local elongation (lEL) as well as high yield stress (YS) and tensile strength (TS) can be achieved.
  • uEL uniform elongation
  • lEL local elongation
  • YS high yield stress
  • TS tensile strength
  • the present inventors have increased YS by the presence of high-temperature tempered martensite and a low-temperature tempered martensite excellent in the balance between ductility and hardness, and YS ⁇ uEL, by the presence of residual austenite. It was also found that TS ⁇ lEL can be increased.
  • C 0.10 to 0.24%
  • C is an element necessary for increasing the steel sheet strength and securing retained austenite.
  • C is also an element that contributes to improving the strength of the low-temperature tempered martensite.
  • the C content is less than 0.10%, it is difficult to obtain a sufficient steel sheet strength and a sufficient amount of retained austenite.
  • the C content exceeds 0.24%, a large amount of pearlite and cementite are precipitated, and the local ductility is greatly reduced. Therefore, the C content is 0.10 to 0.24%.
  • the C content is preferably 0.12% or more or 0.13% or more, and more preferably 0.15% or more or 0.17% or more.
  • the C content is preferably 0.24% or less or 0.23% or less, and more preferably 0.22% or less or 0.21% or less.
  • Mn 3.50 to 12.00% Similar to C, Mn is an element necessary for securing retained austenite. When the Mn content is less than 3.50%, the effect of addition is not sufficiently exhibited. On the other hand, if the Mn content exceeds 12.00%, the amount of austenite increases too much, so that low-temperature tempered martensite cannot be obtained, and the tensile strength and yield stress decrease.
  • the Mn content is preferably 3.80% or more or 4.00% or more, and more preferably 4.40% or more, 4.80% or more, or 5.10% or more.
  • the Mn content is preferably 11.00% or less or 10.00% or less, and more preferably 9.00% or less, 8.00% or less, or 7.00% or less.
  • Si and Al are deoxidizers, but are also elements that stabilize ferrite during annealing and suppress the precipitation of cementite. If the content of both Si and Al is less than 0.005%, the effect of addition is not sufficiently exhibited. On the other hand, if both Si and Al exceed 5.00%, the surface properties, paintability, and weldability deteriorate. Therefore, the Si and Al contents are both 0.005 to 5.00%.
  • the content of any element is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more, and further preferably 0.030% or more.
  • Si may be 0.50% or more, 0.90% or more, or 1.05% or more.
  • the content of any element is preferably 3.50% or less, more preferably 2.50% or less, and further preferably 2.10% or less.
  • Al may be 1.00% or less.
  • delta ferrite remains at room temperature.
  • the delta ferrite becomes a ferrite stretched by hot rolling.
  • Al is made 5.00% or less.
  • Si + Al 0.80% or more is preferable, and 1.00% or more is more preferable.
  • P 0.15% or less
  • P is an impurity element inevitably mixed in from the steel raw material.
  • the P content is preferably 0.10% or less, 0.05% or less, or 0.020% or less.
  • the lower limit is set to 0%, but if the P content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly, so 0.0001% may be set as the lower limit.
  • S 0.030% or less S is an impurity element inevitably mixed from the steel raw material. If the S content exceeds 0.030%, MnS stretched by hot rolling is generated, and formability such as ductility and hole expansibility is lowered. Therefore, the S content is 0.030% or less.
  • the S content is preferably 0.015% or less or 0.009% or less.
  • the lower limit is set to 0%, but if the S content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly, so 0.0001% may be set as the lower limit.
  • N 0.020% or less
  • N is an impurity element that is inevitably mixed in from the steel raw material and in the steel making process.
  • the N content is 0.020% or less.
  • the N content is preferably 0.015% or less, 0.010% or less, 0.0070% or less, or 0.0050% or less.
  • the lower limit is set to 0%, but if the N content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost greatly increases, so 0.0001% may be set as the lower limit.
  • O 0.010% or less
  • O is an impurity element that inevitably remains after deoxidation. If the O content exceeds 0.010%, the ductility decreases. Therefore, the O content is 0.010% or less.
  • the O content is preferably 0.007% or less, 0.004% or less, or 0.0025% or less.
  • the lower limit is 0%, but if O is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost will increase significantly, so 0.0001% may be set as the lower limit.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has the following amounts of Cr, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, W, B, Ca, Mg, Zr, REM, and Sb.
  • One or more elements selected from Sn, As and V may be contained.
  • Cr 0 to 5.00% Mo: 0 to 5.00% Ni: 0 to 5.00% Cu: 0 to 5.00% Cr, Mo, Ni, and Cu are elements that contribute to improving the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. However, if any of Cr, Mo, Ni and Cu exceeds 5.00%, the strength increases excessively and ductility decreases. Therefore, the contents of Cr, Mo, Ni, and Cu are all 5.00% or less.
  • the content of any element is preferably 4.00% or less or 3.00%, more preferably 2.00% or less or 1.00% or less, and 0.80% or less or 0.50. % Or less is more preferable.
  • the lower limit of these elements is 0%, but in order to obtain the above effect, the content of one or more selected from the above elements may be 0.01% or more. % Or more. In order to reduce alloy costs, the total of these may be 2.00% or less, 1.50% or less, 1.10% or less, 0.7% or less, or 0.40% or less.
  • Nb 0 to 0.50%
  • Ti, and W are elements that form fine carbides, nitrides, or carbonitrides and contribute to improving the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. However, if any of Nb, Ti, and W exceeds 0.50%, the strength increases excessively and ductility decreases. Therefore, the contents of Nb, Ti and W are all 0.50% or less.
  • the content of any element is preferably 0.40% or less or 0.20% or less, and more preferably 0.10% or less or 0.05% or less.
  • the lower limit of these elements is 0%, but in order to obtain the above effect, the content of one or more selected from the above elements may be 0.005% or more. % Or more. In order to reduce alloy costs, the total of these may be 0.50% or less, 0.20% or less, 0.10% or less, or 0.05% or less.
  • B 0 to 0.010%
  • B is an element that delays transformation and contributes to improving the strength of the steel sheet, and segregates at the grain boundary and contributes to strengthening of the grain boundary. Therefore, B may be contained as necessary. However, if the B content exceeds 0.010%, a large amount of the B compound precipitates and the steel plate becomes brittle. Therefore, the B content is 0.010% or less.
  • the B content is preferably 0.005% or less or 0.0030% or less, and more preferably 0.0020% or less or 0.0016% or less.
  • the lower limit of B is 0%, but in order to obtain the above effect, the B content may be 0.0002% or more, and may be 0.0003% or more.
  • Ca, Mg, Zr, and REM are elements that contribute to the improvement of local ductility and hole expansibility by controlling the shapes of sulfides and oxides, and may be contained as necessary. However, if any of Ca, Mg, Zr and REM exceeds 0.05%, the workability deteriorates. Therefore, the contents of Ca, Mg, Zr and REM are all 0.05% or less.
  • the content of any element is preferably 0.03% or less or 0.01% or less, and more preferably 0.0060% or less or 0.0040% or less.
  • the total content is preferably 0.05% or less or 0.02% or less. More preferably, the content is not more than 01% or not more than 0.0060%.
  • the lower limit of these elements is 0%, but in order to obtain the above effect, the content of one or more selected from the above elements may be 0.0001% or more, and 0.0002% It is good also as above.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM means the total content of these elements.
  • the lanthanoid is industrially added in the form of misch metal.
  • Sb and Sn are elements that suppress the formation of oxides by diffusing oxidizable elements such as Mn, Si, and / or Al in the steel sheet to the surface, and enhance the surface properties and plating properties. Therefore, you may make it contain as needed. However, when both elements of Sb and Sn exceed 0.50%, the effect of addition is saturated. Therefore, the contents of Sb and Sn are both 0.50% or less.
  • the content of any element is preferably 0.35% or less or 0.15% or less, and more preferably 0.08% or less or 0.03% or less.
  • the minimum of these elements is 0%, in order to acquire said effect, it is good also considering content of 1 or more types selected from said element as 0.010% or more.
  • oxidizable elements such as Mn, Si, and / or Al in the steel sheet are prevented from diffusing to the surface to form oxides, and surface properties and plating properties are improved. Since it is an element that enhances the function, it may be contained if necessary. However, when the As content exceeds 0.05%, the addition effect is saturated. Therefore, the As content is 0.05% or less.
  • the As content is preferably 0.02% or less, and more preferably 0.01% or less.
  • As content is good also as 0.005% or more. If necessary, the total of Sb, Sn and As may be 0.05% or less, 0.03% or less, or 0.01% or less.
  • V 0 to 2.0%
  • V is an element that forms precipitates to refine crystal grains and contributes to the improvement of strength and toughness. Therefore, V may be contained as necessary. However, if the V content exceeds 0.50%, the above effect is saturated and the manufacturing cost increases. Therefore, the V content is 2.0% or less or 1.0% or less.
  • the V content is preferably 0.50% or less or 0.30 %% or less, more preferably 0.10% or less, and even more preferably 0.06% or less.
  • V content is good also as 0.001% or more or 0.005% or more.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurities are components that are mixed due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when industrially manufacturing steel sheets, and are permitted within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.
  • board thickness 1/4 position of the steel plate of this invention is demonstrated.
  • the area ratio of each structure varies depending on the annealing conditions, and affects mechanical properties such as strength, uniform elongation, and local elongation. Since the desired mechanical properties vary depending on, for example, parts for automobiles, the annealing conditions are selected as necessary to control the area ratio of each structure. In the following description, “%” means “area%”.
  • Residual austenite 10.0-55.0%
  • Residual austenite is a structure that increases ductility, particularly uniform elongation, by transformation-induced plasticity.
  • the area ratio of residual ⁇ needs to be 10.0% or more.
  • the area ratio of residual ⁇ is preferably 13.0% or more, 15.0% or more, or 18.0% or more, and more preferably 20.0% or more.
  • the area ratio of residual ⁇ is preferably 50.0% or less, more preferably 45.0% or less, 40.0% or less, 35.0% or less, or 31.0% or less.
  • the metal structure residual ⁇ according to the present invention is mainly in the form of an elongated shape like martensite lath. Its thickness is 1 ⁇ m or less, and most is about 0.02 to 0.1 ⁇ m.
  • the coexistence of the lath-like residual ⁇ and the low-temperature tempered martensite described later is difficult in the conventional method, and can be achieved by adopting the manufacturing method described later.
  • the conventional method is a method of obtaining a residual ⁇ by making austenite single phase, cooling to room temperature, almost martensite, and then heating in a two-phase region to concentrate C and Mn in austenite. (See, for example, Non-Patent Document 1 and Patent Document 4).
  • austenite and martensite exist in the second cooling step.
  • austenite is generated from martensite, and the austenite is formed into a lath-like elongated structure.
  • the structure around austenite is high-temperature tempered martensite. This austenite becomes retained austenite in the course of cooling to room temperature.
  • the austenite after the second cooling step has a relatively coarse structure and becomes martensite in the third cooling step.
  • lath-like austenite and low-temperature tempered martensite can coexist.
  • High temperature tempered martensite 30.0-75.0%
  • High-temperature tempered martensite is martensite tempered mainly at a temperature of about 550 to 700 ° C., and its measurement method will be described later.
  • the area ratio of the high-temperature tempered martensite is 30.0 to 75.0%.
  • the area ratio of the high-temperature tempered martensite is preferably 33.0% or more, 36.0% or more, or 38.0% or more, and 70.0% or less, 65.0% or less, 60.0% or less or It is preferably 55.0% or less.
  • Low temperature tempered martensite 15.0-60.0%
  • the low-temperature tempered martensite is a structure obtained by tempering fresh martensite generated in a third cooling step, which will be described later, mainly at a temperature of 250 to 480 ° C., and its measurement method will be described later.
  • the area ratio of the low-temperature tempered martensite is 15.0% or more.
  • the area ratio of the low-temperature tempered martensite may be set in accordance with a desired strength level, but if it is too much, the uniform elongation is lowered, so that it is 60.0% or less.
  • the lower limit of the low-temperature tempered martensite may be 20.0%, 25.0%, 30.0%, 34.0%, or 38.0%.
  • the upper limit may be 55.0%, 50.0%, 46.0%, or 42.0%.
  • the balance is fresh martensite, pearlite, and bainite.
  • Fresh martensite 0-10.0% In the tempering process, cementite slightly precipitates from austenite, the austenite becomes unstable, and fresh martensite may be generated in the cooling process after the tempering process.
  • the area ratio of fresh martensite exceeds 10.0%, not only YS and local elongation decrease, but also the area ratio of residual ⁇ decreases and the uniform elongation also decreases. Therefore, the area ratio of fresh martensite is set to 10.0% or less.
  • the area ratio of fresh martensite is preferably 5.0% or less, more preferably 3.0% or less, and most preferably a structure having 0%, that is, no fresh martensite.
  • Pearlite may be produced from austenite during cooling during annealing or during alloying treatment of plating. When the area ratio of pearlite exceeds 5.0%, the area ratio of residual ⁇ decreases, and the strength and ductility are greatly reduced. Therefore, the area ratio of pearlite is 5.0% or less.
  • the area ratio of pearlite is preferably as low as possible, preferably 3.0% or less, and most preferably 0%.
  • Bainite 0-5.0% Bainite may be contained in the metal structure of the present invention. Since the bainite transformation is unlikely to proceed with the Mn content of the steel sheet of the present invention, the area ratio of bainite is 5.0% or less. The area ratio of bainite is preferably 3.0% or less, and most preferably 0%.
  • the total area ratio of fresh martensite, pearlite, and bainite may be 5.0% or less, 3.0% or less, or 1.0% or less. It is more preferable that the total area ratio of these remaining metal structures is 0%.
  • a cross section parallel to the rolling direction is cut out, mirror-polished, and then the electrolytically polished sample is separated from the surface by a quarter of the plate thickness by SEM-EBSD (hereinafter referred to as “plate thickness 1/4 position”). ))), A region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m or more is measured at intervals of 0.1 ⁇ m. Then, using the analysis software of TSL Solutions Inc., the average value of the image quality within each grain (Grain Average Image Quality: GAIQ value) is calculated. And the area ratio of the area
  • the area ratio of fresh martensite is obtained by subtracting the area ratio of residual austenite measured by the above method from the value of the total area ratio of fresh martensite and residual austenite.
  • the fraction of the crystal grains having a GAIQ value of 5000 or less at the 1/4 position of the plate thickness is defined as the total area ratio of low-temperature tempered martensite and fresh martensite.
  • a section perpendicular to the rolling direction is cut out, mirror-polished, and then corroded with nital.
  • SEM observation is performed on the sample.
  • the SEM observation is performed at a magnification of 5000 times, and the measurement area is a 25 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m area at a thickness of 1/4, and has four or more fields of view.
  • the submerged structure without any substructure is made ferrite or high temperature tempered martensite.
  • those having a ratio of the major axis to the minor axis of 2 or more are designated as high temperature tempered martensite.
  • the major axis and minor axis are obtained as follows.
  • the longest line among the lines connecting the grain boundary and another grain boundary is taken as the major axis.
  • the one with the shortest distance is defined as the minor axis.
  • the fraction of the structure in which the ratio of the major axis to the minor axis is 2 or more is defined as the area ratio of the high-temperature tempered martensite, and the ratio of the major axis to the minor axis. Is the area fraction of ferrite.
  • the area of 25 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m at the 1/4 position of the thickness is observed by SEM for 4 or more views, and the fraction of the structure where the lamellar structure can be seen is defined as the area ratio of pearlite.
  • the area of 25 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m at the 1/4 position of the plate thickness was observed by SEM with four or more views, the ratio of the major axis to the minor axis was 2 or more, and The fraction of the structure in which cementite is confirmed by a SEM of 5000 times is defined as the area ratio of bainite.
  • the lower limit of the tensile strength may be 250 MPa.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but is preferably 1650 MPa or less or 1600 MPa or less.
  • the yield stress (YS) of the steel sheet and the work hardening amount after processing (after yield) are high. The hardness due to deformation increases as the yield stress (YS) increases and the amount of work hardening increases.
  • the work hardening amount can be displayed using the n value as an index, but the n value and uEL are similar values. Therefore, in the steel sheet of the present invention, yield stress (YS) ⁇ uniform elongation (uEL) is used as an index. In the steel sheet of the present invention, YS ⁇ uEL ⁇ 10000 MPa%.
  • the tensile test piece is a JIS Z2241 No. 5 test piece (a plate-like test piece having a parallel part width of 25 mm and a distance between reference points of 50 mm).
  • uEL uniform elongation
  • lEL local elongation
  • the yield stress is an index for guaranteeing the hardness of the steel sheet after forming, the higher the yield ratio (yield stress / tensile strength), the better.
  • the yield ratio is preferably 0.70 or more. More preferably, it is 0.71 or more or 0.72 or more.
  • required in the tensile test of a rolling orthogonal direction is employ
  • the direction perpendicular to rolling refers to a direction perpendicular to the rolling direction and thickness direction of the steel sheet, that is, the width direction.
  • Hot rolling process A steel ingot or slab is heated and subjected to hot rolling to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the heating temperature before hot rolling is preferably 1100 to 1170 ° C.
  • the finishing temperature of hot rolling is preferably 880 to 970 ° C. It is preferable to perform rolling under a large pressure of 10% or more at least three times in one pass between the last 1 pass to 6 passes of hot rolling.
  • the heating temperature is less than 1100 ° C., the temperature may be lowered during conveyance until hot rolling, and finishing rolling may not be completed at the required temperature.
  • the heating temperature exceeds 1170 ° C., the austenite at the time of heating may become coarse and the crystals of the steel sheet after rolling may become coarse, so the heating temperature is preferably 1170 ° C. or less.
  • the steel having the chemical composition defined in the present invention is hard, if the finishing temperature is less than 880 ° C., a large load is applied to the rolling mill and hot rolling may be difficult. On the other hand, if the finishing temperature exceeds 970 ° C., the rolled steel sheet may be coarsened.
  • (C) 1st cooling process The hot-rolled steel plate after finish rolling is cooled.
  • the cooling conditions in the first cooling step it is preferable to cool at an average cooling rate of 20 ° C./s or more and stop the cooling in a temperature range of 550 to 650 ° C. If it is the said range, it will be easy to satisfy
  • the hot-rolled steel sheet after the cooling stop is wound.
  • the winding temperature is preferably 450 to 600 ° C.
  • the coiling temperature is less than 450 ° C.
  • the plate shape is deteriorated.
  • the Mn content is high as in the present invention, if the coiling temperature exceeds 600 ° C., the scale becomes thick and pickling becomes difficult.
  • the wound hot-rolled steel sheet is rewound again, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction is preferably 40 to 65%.
  • the rolling reduction is less than 40%, the plate thickness becomes thick. Therefore, when it is set as an automobile part, the weight tends to increase.
  • the rolling reduction exceeds 65%, it is difficult to finish cold rolling in a short time. Moreover, the ductility after annealing may be lowered.
  • the thickness of the cold rolled steel sheet is preferably in the range of 0.8 to 3.0 mm.
  • (F) First annealing step After the cold rolling step, the cold rolled steel sheet is annealed for 90 seconds or more in a temperature range of 850 to 970 ° C. By holding in the above temperature range, the metal structure is changed to an austenite single phase structure.
  • the annealing temperature is less than 850 ° C. or the holding time is less than 90 s, the amount of austenite decreases, and finally, the required amount of low-temperature tempered martensite cannot be secured, and the yield stress decreases.
  • the holding time in the first annealing step is preferably set to 180 s or less.
  • (G) Second cooling step After the first annealing step, the steel sheet is cooled to a temperature range of 150 to 250 ° C. In this temperature range, the phase transformation hardly occurs.
  • the average cooling rate is preferably 1 to 100 ° C./s.
  • martensite is generated, and this martensite becomes austenite reverse-transformed from the high-temperature tempered martensite in the second annealing step described later.
  • the area ratio of the high-temperature tempered martensite can be adjusted by appropriately selecting the cooling temperature depending on the desired strength or characteristics.
  • austenite and martensite coexist during the cooling process.
  • Most of the austenite in the cooling process becomes martensite by obtaining the second annealing process to the third cooling process, and becomes low temperature tempered martensite in the subsequent tempering process.
  • a part of martensite at the time of the cooling step becomes high-temperature tempered martensite in the second annealing step as described above. Therefore, by adjusting the amount of austenite and the amount of martensite according to the cooling process temperature, the amount of low-temperature tempered martensite and the amount of high-temperature tempered martensite in the final structure can be made within the scope of the present invention.
  • the cooling stop temperature is preferably 180 ° C. or higher, preferably 230 ° C. or lower, and more preferably 220 ° C. or lower.
  • the steel sheet is subjected to annealing for holding more than 120s in a temperature range below 550 ° C. or higher Ac 1 point.
  • a large amount of cementite and pearlite is precipitated and the retained austenite is reduced.
  • the annealing temperature is preferably 580 ° C. or higher.
  • the annealing temperature is at least Ac 1 point
  • the amount of retained austenite obtained is reduced.
  • the reason for this is estimated as follows.
  • the reverse transformation to austenite proceeds excessively, and the austenite during heating becomes excessive.
  • the austenite becomes unstable. And it becomes a martensite at the time of a 2nd cooling process, and it is thought that a retained austenite decreases.
  • Ac 1 point shall be calculated
  • Ac 1 723 + 29.1 ⁇ Si-10.7 ⁇ Mn + 16.9 ⁇ Cr ⁇ 16.9 ⁇ Ni
  • each element symbol in the above formula means the content (% by mass) of each element.
  • the holding time at the above annealing temperature is 120 s or more.
  • the holding time is less than 120 s, the reverse transformation to austenite does not proceed and the retained austenite decreases.
  • the holding time may be appropriately determined in relation to the annealing temperature. However, even if annealing is performed for 8 hours or more, there is no significant change, and the cost increases industrially, so the upper limit is about 8 hours.
  • the second annealing step it may be heated in a preheated furnace or may be heated with IH or the like.
  • the heating rate is less than 10 ° C./s, the amount of retained austenite decreases. It is presumed that a large amount of cementite precipitates occurred during the heating and remained undissolved during the subsequent heating, resulting in a decrease in C in the retained austenite.
  • the upper limit of the substantial heating rate is about 25 ° C./s for temperature control in the second annealing step.
  • the average cooling rate is preferably 8 ° C./s or more. When the average cooling rate is less than 8 ° C./s, bainite is likely to be produced, and YR and YS ⁇ uEL are lowered.
  • (J) Tempering step After the third cooling step, the steel sheet is tempered for 1 s or more in a temperature range of 250 to 480 ° C. In the tempering step, low temperature tempered martensite is generated. When the tempering temperature is less than 250 ° C., a sufficient tempering effect cannot be obtained, and a lot of fresh martensite remains. As a result, YS decreases, TS increases, and the yield ratio decreases.
  • the tempering temperature is preferably 200 ° C. or higher.
  • a temperature range shall be 480 degrees C or less. Preferably it is 460 ° C or 400 ° C or less.
  • holding time shall be 1 h or less.
  • the cooling rate in the fourth cooling step is not particularly limited because the change in the metal structure is small if the cooling rate is equal to or higher than air cooling. However, if the cooling rate is less than 5 ° C./s, bainite may increase as in the third cooling step. On the other hand, when cooling at a cooling rate exceeding 80 ° C./s, uneven cooling tends to occur and the plate shape becomes poor. Therefore, the cooling rate is preferably 5 to 80 ° C./s or less.
  • the steel sheet cooled to room temperature in the fourth cooling step may be subjected to hot dip galvanization, alloyed hot dip galvanization, or Zn—Ni alloy plating.
  • the Zn—Ni alloy plating is performed by electroplating.
  • hot dip galvanization the steel sheet cooled to room temperature in the fourth cooling step may be immersed in a 460 ° C. galvanizing bath.
  • a steel plate may be immersed in a hot dip galvanizing bath and may be plated at the time of a tempering process.
  • the hot dip galvanized steel sheet is heated to 480 to 500 ° C. to perform the alloying treatment. Similarly to the case of the hot-dip galvanized steel sheet, an alloying treatment may be performed during the tempering step.
  • the thickness of the steel sheet targeted by the present invention is mainly 0.8 to 3.0 mm. If necessary, the upper limit of the plate thickness may be 2.8 mm or 2.5 mm.
  • a 240 mm thick slab having the chemical composition shown in Table 1 was produced. This slab was hot-rolled under the conditions shown in Tables 2 and 3 to obtain a hot-rolled steel sheet. At this time, rolling under a large pressure of 10% or more was performed at least three times in one pass. The hot-rolled steel sheet was cooled with a water spray to the coiling temperature and wound up. The manufactured hot-rolled steel sheet was pickled to remove scale, and then cold-rolled under the conditions shown in Tables 2 and 3 to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm.
  • test material is collected from the obtained cold-rolled steel sheet, the test material is heated to the maximum annealing temperature shown in Tables 2 and 3, and is annealed for the time shown in Tables 2 and 3 (first annealing step), Subsequently, it cooled to the cooling stop temperature with the average cooling rate shown in Table 2 and 3 (2nd cooling process).
  • the second annealing step after the second cooling step was performed by heating to the maximum annealing temperature shown in Tables 2 and 3 at the average heating rate shown in Tables 2 and 3, and holding the annealing time shown in Tables 2 and 3. . Subsequently, it cooled to room temperature with the average cooling rate shown in Table 2 and 3 (3rd cooling process).
  • heating was performed at an average heating rate of 5 ° C./s to the temperatures shown in Tables 2 and 3, and the times shown in Tables 2 and 3 were maintained. Then, it cooled to room temperature at 10 degrees C / s (4th cooling process).
  • Test No. for 57 to 59 the surface was plated.
  • Test No. In 57 after the tempering step was completed, Zn—Ni was deposited by electroplating.
  • Test No. No. 58 was made into a hot dip galvanized steel sheet by immersing the steel in a Zn hot dip zinc bath heated to 460 ° C. after the third cooling step. The molten zinc contains about 0.01% Al as in the conventional case. The tempering process is substituted at the temperature of the plating bath.
  • Test No. 59 is a test no.
  • steel was immersed in a hot dip galvanizing bath, and then reheated and held to alloy Zn with the base material Fe.
  • the timing for applying the plating is not limited to the above. For example, it may be immersed in a plating bath or alloyed during the third cooling step.
  • the metal structure was identified by the following method. A method for obtaining the area ratio of each tissue will be described below.
  • a cross section perpendicular to the rolling direction was cut out, mirror-polished, and then subjected to electrolytic polishing, and a region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m or more was measured at 0.1 ⁇ m intervals by SEM-EBSD. Thereafter, using the analysis software of TSL Solutions, Inc., the average value of the image quality within each grain (Grain Average Image Quality: GAIQ value) was calculated. And the area ratio of the area
  • the area ratio of fresh martensite was determined by subtracting the area ratio of retained austenite measured by the above method from the value of the total area ratio of fresh martensite and retained austenite.
  • the fraction of crystal grains having a GAIQ value of 5000 or less was defined as the total area ratio of low-temperature tempered martensite and fresh martensite. From this value, the area ratio of low-temperature tempered martensite was determined by subtracting the area ratio of fresh martensite.
  • a cross section perpendicular to the rolling direction was cut out, mirror-polished, then corroded with nital, and SEM observation was performed at a thickness of 1/4.
  • SEM observation was performed at a magnification of 5000 times, and the measurement area was an area of 25 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m with 4 fields of view or more.
  • the fraction having a major axis / minor axis ratio of 2 or more was defined as the area ratio of high-temperature tempered martensite, and the fraction having a ratio of less than 2 was defined as the area ratio of ferrite.
  • the major axis and minor axis were obtained as follows. First, in the photograph taken above, when focusing on one of the crystal grains, the longest line among the lines connecting the grain boundary and another grain boundary is taken as the major axis. Of the lines connecting the grain boundary dividing the major axis into two and another grain boundary, the one with the shortest distance was defined as the minor axis.
  • bainite For pearlite, after performing nital corrosion, an area of 25 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m was observed with 4 views or more in SEM at the 1/4 thickness position, and the fraction of the portion where the lamellar structure was visible was defined as the pearlite area ratio.
  • bainite was similarly subjected to nital corrosion, and thereafter, a region of 25 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m was observed by SEM with four or more fields at a thickness of 1/4, and the ratio of the major axis to the minor axis was 2 or more.
  • bainite was obtained in which cementite was confirmed by SEM of 5000 times.
  • the mechanical properties of the obtained steel plate were measured. JIS No. 5 tensile test specimen was taken from the heat-treated test material so that the direction perpendicular to the rolling direction was the tensile direction, yield strength (YS), tensile strength (TS), uniform elongation (uEL), all Elongation (EL) was measured. The difference between total elongation and uniform elongation was defined as local elongation (lEL). The measured mechanical properties are shown in Tables 6 and 7.
  • TS is 1180 MPa or more
  • TS ⁇ lEL is 6000 MPa% or more
  • YS ⁇ uEL is 10000 MPa% or more.
  • test no. No. 6 has a low annealing temperature in the first annealing step, and therefore has low low-temperature tempered martensite, low strength, and low TS ⁇ lEL.
  • Test No. No. 7 has a short annealing time in the first annealing step, and therefore has low temperature tempered martensite. Similar to 6, the strength is low and TS ⁇ lEL is also low.
  • the stop temperature of the second cooling step is as low as 20 ° C.
  • the second annealing step is performed, which is the same heat treatment condition as the conventional method described in Non-Patent Document 1 and the like.
  • Test No. No. 10 has a high cooling stop temperature of 400 ° C. in the second cooling step. As a result, transformation does not occur and the metal structure is austenite. Subsequent heating produces a slight amount of ferrite, but since the amount is small, C and Mn do not concentrate in austenite.
  • the third cooling step and the tempering step a large amount of low-temperature tempered martensite is generated, and a metal structure with little residual ⁇ is obtained. For this reason, YSxuEL and TSxtEL became low. Test No. The same applies to 51.
  • Test No. No. 11 has a high maximum annealing temperature of 730 ° C. in the second annealing step, so that the metal structure becomes an austenite single phase, and C and Mn do not concentrate in the austenite and become an unstable structure. Therefore, a large amount of tempered martensite is generated by the third cooling step and the tempering step, and the area ratio of residual ⁇ is reduced. As a result, TS ⁇ lEL and YS ⁇ uEL were lowered.
  • Test No. No. 13 has an annealing time of 60 s in the second annealing step, which is a short time, so there is no time for C and Mn to concentrate in the austenite, the austenite becomes unstable, and the area ratio of residual ⁇ decreases. As a result, TS ⁇ lEL and YS ⁇ uEL were lowered.
  • Test No. No. 14 since the temperature of the tempering step is low at 130 ° C., the tempering of martensite generated in the third cooling step does not proceed, and the fresh martensite increases in the metal structure. As a result, YS and YS ⁇ uEL were lowered. Test No. The same applies to 43 and 44.
  • Test No. No. 46 has a low area rate of residual ⁇ because the average heating rate in the second annealing step is as low as 3 ° C./s. As a result, TS ⁇ lEL and YS ⁇ uEL were lowered.
  • Test No. No. 47 has a long retention time in the tempering process, so that the area ratio of residual ⁇ is low. As a result, TS ⁇ lEL and YS ⁇ uEL were lowered.
  • Test No. No. 55 has an inappropriate processing condition in the second cooling step, so that the area ratio of high-temperature tempered martensite and low-temperature tempered martensite is low. As a result, TS ⁇ lEL and YS ⁇ uEL were lowered.
  • Test No. No. 56 had a low average cooling rate of 2 ° C./s in the third cooling step, so that ferrite precipitated and YR and YS ⁇ uEL were low.
  • Test No. No. 36 has a C content lower than the range of the present invention, and the area ratio of residual ⁇ is outside the range of the present invention. As a result, the uniform elongation was lowered and YS ⁇ uEL was lowered. Although the strength also decreases, it is estimated that the decrease in strength is due to softening of tempered martensite due to a decrease in the C content.
  • Test No. No. 37 has a C content higher than the range of the present invention, and the metal structure is a metal structure in which a large amount of pearlite is present and a large amount of cementite is observed. As a result, the local ductility was greatly reduced and TS ⁇ lEL was lowered. Moreover, since it broke early, uniform elongation is also low and YSxuEL is also low.
  • Test No. No. 38 has a Mn content lower than the range of the present invention, and the area ratio of residual ⁇ is outside the range of the present invention. Therefore, the uniform elongation was reduced and YS ⁇ uEL was lowered. Test No. In No. 39, the Mn content was higher than the range of the present invention, austenite was excessively stabilized, a sufficient amount of tempered martensite was not obtained, and YS and TS were low.
  • FIGS. 1 to 6 are plots of the above relationship.
  • the area ratio of low-temperature tempered martensite is 15.0 to 60.0%
  • the area ratio of retained austenite is 10.0 to 55.0%
  • the area ratio of high-temperature tempered martensite is 30.

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Abstract

化学組成が、質量％で、C：0.10～0.24％、Mn：3.50～12.00％、Si：0.005～5.00％、Al：0.005～5.00％、P：0.15％以下、S：0.030％以下、N：0.020％以下、O：0.010％以下、Cr：0～5.00％、Mo：0～5.00％、Ni：0～5.00％、Cu：0～5.00％、Nb：0～0.50％、Ti：0～0.50％、W：0～0.50％、B：0～0.010％、Ca：0～0.05％、Mg：0～0.05％、Zr：0～0.05％、REM：0～0.05％、Sb：0～0.50％、Sn：0～0.50％、As：0～0.05％、V：0～2.0％、残部：Feおよび不純物であり、板厚1/4位置における金属組織が、面積％で、残留オーステナイト：10.0～55.0％、高温焼戻しマルテンサイト：30.0～75.0％、低温焼戻しマルテンサイト：15.0～60.0％、あり、残部がフレッシュマルテンサイト：0～10.0％、パーライト：0～5.0％、ベイナイト：0～5.0％、である、高強度鋼板。

Description

高強度鋼板
　本発明は、高強度鋼板に係り、特に、成形性に優れた高強度鋼板に関する。
　自動車の車体、部品等の軽量化と安全性とを両立させるために、素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、一様伸び、局部伸び、および穴広げ性が低下し、成形性が損なわれる。したがって、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、強度（引張強さ、降伏応力）と成形性との適切なバランスが必要である。
　一様伸びの要求に対しては、これまで、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した、いわゆる、ＴＲＩＰ鋼板が提案されている（例えば、特許文献１および２を参照）。また、例えば、特許文献３および４では、ＴＲＩＰ鋼板の穴広げ性および局部伸びを高めるために、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを主な組織とすることが提案されている。
　さらに、残留オーステナイト量がＴＲＩＰ鋼よりも多く、ＴＲＩＰ鋼を超える延性の高い鋼板として、例えば、非特許文献１では、３．０％を超える量のＭｎを添加した鋼が提案されている。
　そして、特許文献５には、穴広げ性を高めるために焼戻し処理を活用することが開示されている。マルテンサイトは、他の組織に比較し硬質であるため、周囲の組織と硬度差が大きく、局部伸びおよび穴広げ性が劣化する。マルテンサイトを５００℃以下の低温で焼戻すことによって、穴広げ性が向上する。
特開昭６１－２１７５２９号公報 特開平０５－０５９４２９号公報 特開２００５－３３０５８４号公報 特開２０１１－２４１４７４号公報 特開２０１２－２３７０５４号公報
古川敬、松村理：熱処理３７号巻４号ｐ２０４（平成９年）
　残留オーステナイトは、ＣおよびＭｎをオーステナイト中に濃化させて、室温でもオーステナイトを安定化させることによって、得ることができる。特に、Ｓｉ、Ａｌ等の炭化物析出抑制元素を添加すると、ベイナイト変態時に、オーステナイト中にＣが濃化し、オーステナイトをより安定化させることが可能になる。
　特許文献１および２に記載される技術は、上記思想に基づくものである。添加するＣ量が多ければ、残留オーステナイトを増やすことができ、その結果、強度と一様伸びとのバランスがよい鋼板を得ることができる。しかし、軟質なフェライトを主相としながら硬質組織を含む鋼板であるため、硬度差が大きくなり、ボイドが発生しやすく、局部伸びを高めることができない。
　また、特許文献３で開示されている鋼板では、延性の低いベイナイトを主相としているため、鋼板全体としても一様伸びが低くなり、複雑な形状の自動車用部材を作製できないことが問題となる。
　さらに、特許文献４で開示される方法を用いた場合、得られる鋼板中に、所定量の残留オーステナイト量を確保することが困難になるため、一様伸びが不十分となる。
　また、非特許文献１に開示される鋼板についても、軟質な焼戻しマルテンサイトと硬質組織との複合組織であるため、特許文献１および２の鋼板と同様に、穴広げ性を高めることが困難である。それに加えて、軟質な焼戻しマルテンサイトおよびオーステナイトからなるため、降伏応力が低いことが問題となる。
　そして、特許文献５に記載される方法では、低温で焼戻されるマルテンサイトの分率を増加させることが困難である。特許文献５の方法は、単純に、Ａｃ３点以下で焼鈍を行う焼鈍工程、室温まで冷却する冷却工程、焼戻しを行う焼戻し工程を備える。低温で焼戻したマルテンサイトを増やすためには、上記冷却によって、マルテンサイトを増加させる必要がある。
　しかし、マルテンサイトを増加させるためには、焼鈍工程時のオーステナイトを不安定化させる必要がある。したがって、オーステナイトが不安定化するため、残留オーステナイト分率が減少したり、分率を確保できても安定性が減ったりして、ＥＬ（伸び）が著しく低下することが問題である。
　また、後述するように、高温焼戻しマルテンサイト中の残留オーステナイトのサイズを十分に小さくできないため、本発明で目標とする、高い一様伸びおよび局部伸び、ならびに高降伏応力および高強度を達成することができない。
　以上、説明したように、従来の鋼では、引張強さと局部伸びとの積、および、降伏応力と一様伸びとの積を両立させることは困難であった。
　本発明者らは、ＰＣＴ／ＪＰ２０１６／０６７４４８において、均一変形性および局部変形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、提案を行った。しかし、ＰＣＴ／ＪＰ２０１６／０６７４４８では、引張強さと局部伸びとの積、および、降伏応力と一様伸びとの積の両立を可能にしているものの、Ｃ含有量が比較的高いため、スポット溶接性が悪くなる場合があり、スポット溶接の電流パターンを工夫する必要がある。
　そのため、本発明においては、Ｃ含有量を制限しつつ、残留オーステナイトの分率を所定量以上確保する方法について検討を行った。
　本発明は、残留オーステナイト（以下「残留γ」ということがある。）を含む、Ｍｎ：３．５０質量％以上、Ｃ：０．２４質量％以下の高強度鋼板において、高い一様伸びおよび局部伸びを有する高強度鋼板を提供することを目的とする。
　本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の高強度鋼板を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１０～０．２４％、
　Ｍｎ：３．５０～１２．００％、
　Ｓｉ：０．００５～５．００％、
　Ａｌ：０．００５～５．００％、
　Ｐ：０．１５％以下、
　Ｓ：０．０３０％以下、
　Ｎ：０．０２０％以下、
　Ｏ：０．０１０％以下、
　Ｃｒ：０～５．００％、
　Ｍｏ：０～５．００％、
　Ｎｉ：０～５．００％、
　Ｃｕ：０～５．００％、
　Ｎｂ：０～０．５０％、
　Ｔｉ：０～０．５０％、
　Ｗ：０～０．５０％、
　Ｂ：０～０．０１０％、
　Ｃａ：０～０．０５％、
　Ｍｇ：０～０．０５％、
　Ｚｒ：０～０．０５％、
　ＲＥＭ：０～０．０５％、
　Ｓｂ：０～０．５０％、
　Ｓｎ：０～０．５０％、
　Ａｓ：０～０．０５％、
　Ｖ：０～２．０％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　板厚１／４位置における金属組織が、面積％で、
　残留オーステナイト：１０．０～５５．０％、
　高温焼戻しマルテンサイト：３０．０～７５．０％、
　低温焼戻しマルテンサイト：１５．０～６０．０％、
　であり、残部が
　フレッシュマルテンサイト：０～１０．０％、
　パーライト：０～５．０％、
　ベイナイト：０～５．０％、
　である、
　高強度鋼板。
　（２）前記金属組織において、フレッシュマルテンサイト、パーライトおよびベイナイトの合計面積率が、面積％で、０～５．０％である、
　上記（１）に記載の高強度鋼板。
　（３）前記金属組織において、パーライトおよびベイナイトの面積率が、０％である、
　上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板。
　（４）前記鋼板の引張強さが１１８０ＭＰａ以上であり、板厚が０．８～３．２ｍｍである、
　上記（１）から（３）までのいずれかに記載の高強度鋼板。
　（５）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１３～０．２１％
　である、
　上記（１）から（４）までのいずれかに記載の高強度鋼板。
　（６）前記化学組成が、質量％で、
　Ｍｎ：４．０～７．０％
　である、
　上記（１）から（５）までのいずれかに記載の高強度鋼板。
　（７）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃｒ：０～１．５０％
　である、
　上記（１）から（６）までのいずれかに記載の高強度鋼板。
　（８）前記化学組成が、質量％で、
　Ｍｏ：０～１．００％
　である、
　上記（１）から（７）までのいずれかに記載の高強度鋼板。
　（９）前記化学組成が、質量％で、
　Ｎｉ：０～１．５０％
　である、
　上記（１）から（８）までのいずれかに記載の高強度鋼板。
　（１０）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃｕ：０～１．５０％
　である、
　上記（１）から（９）までのいずれかに記載の高強度鋼板。
　（１１）前記化学組成が、質量％で、
　Ｂ：０～０．００３％
　である、
　上記（１）から（１０）までのいずれかに記載の高強度鋼板。
　（１２）前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または、Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層を備える、
　上記（１）から（１１）までのいずれかに記載の高強度鋼板。
　本発明によれば、高い一様伸びおよび局部伸びを有する高強度鋼板を得ることが可能となる。
低温焼戻しマルテンサイトの面積率とＹＳ×ｕＥＬとの関係を示す図である。 低温焼戻しマルテンサイトの面積率とＹＲとの関係を示す図である。 残留オーステナイトの面積率とＹＳ×ｕＥＬとの関係を示す図である。 残留オーステナイトの面積率とＴＳ×ｌＥＬとの関係を示す図である。 高温焼戻しマルテンサイトの面積率とＹＳ×ｕＥＬとの関係を示す図である。 フレッシュマルテンサイトの面積率とＴＳ×ｌＥＬとの関係を示す図である。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、鋼板中に、一定量以上の残留γを分散させ、さらに、高温で焼戻した高温焼戻しマルテンサイトと、低温で焼戻した低温焼戻しマルテンサイトとを、それぞれ、所要量、複合して存在させると、高い一様伸び（ｕＥＬ）および局部伸び（ｌＥＬ）、ならびに、高い降伏応力（ＹＳ）および引張強さ（ＴＳ）を達成できることを見出した。
　通常のＴＲＩＰ鋼では、残留オーステナイトを鋼中に存在させて、一様伸びを高めているが、フェライトが存在するので、降伏応力が低くなる。ＹＳを高めるために、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを主相とする手法があるが、主相の延性が低いので、この手法では、一様伸びを高くすることができない。
　本発明者らは、延性と硬さとのバランスに優れた高温焼戻しマルテンサイトと、低温焼戻しマルテンサイトとを存在させることによって、ＹＳを高め、さらに、残留オーステナイトを存在させることによって、ＹＳ×ｕＥＬ、および、ＴＳ×ｌＥＬを高めることができることを見いだした。
　本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１０～０．２４％
　Ｃは、鋼板強度を高め、残留オーステナイトを確保するために必要な元素である。また、Ｃは、低温焼戻しマルテンサイトの強度の向上に寄与する元素でもある。Ｃ含有量が０．１０％未満では、十分な鋼板強度と、十分な量の残留オーステナイトを得ることが難しくなる。一方、Ｃ含有量が０．２４％を超えると、パーライトおよびセメンタイトが多量に析出し、局部延性が大きく低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０～０．２４％とする。Ｃ含有量は０．１２％以上または０．１３％以上であるのが好ましく、０．１５％以上または０．１７％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．２４％以下または０．２３％以下であるのが好ましく、０．２２％以下または０．２１％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｎ：３．５０～１２．００％
　Ｍｎは、Ｃと同様に、残留オーステナイトを確保するために必要な元素である。Ｍｎ含有量が３．５０％未満では、添加効果が十分に発現しない。一方、Ｍｎ含有量が１２．００％を超えると、オーステナイト量が増えすぎて、低温焼戻しマルテンサイトが得られず、引張強さおよび降伏応力が低下する。Ｍｎ含有量は３．８０％以上または４．００％以上であるのが好ましく、４．４０％以上、４．８０％以上または５．１０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は１１．００％以下または１０．００％以下であるのが好ましく、９．００％以下、８．００％以下または７．００％以下であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．００５～５．００％
　Ａｌ：０．００５～５．００％
　ＳｉおよびＡｌは、脱酸剤であるが、焼鈍時にフェライトを安定化し、セメンタイトの析出を抑制する作用をなす元素でもある。ＳｉおよびＡｌのいずれも、その含有量が０．００５％未満であると、添加効果が十分に発現しない。一方、ＳｉおよびＡｌのいずれも５．００％を超えると、表面性状、塗装性、および溶接性が低下する。したがって、ＳｉおよびＡｌの含有量はいずれも０．００５～５．００％とする。
　いずれの元素の含有量も０．０１０％以上であるのが好ましく、０．０２０％以上であるのがより好ましく、０．０３０％以上であるのがさらに好ましい。特に、Ｓｉについては、０．５０％以上、０．９０％以上または１．０５％以上としてもよい。また、いずれの元素の含有量も３．５０％以下であるのが好ましく、２．５０％以下であるのがより好ましく、２．１０％以下であるのがさらに好ましい。特に、Ａｌについては、１．００％以下としてもよい。
　なお、Ａｌ含有量が５．００％を超えると、デルタフェライトが室温で残存する。デルタフェライトは、熱間圧延により延伸したフェライトとなる。そして、引張試験時およびプレス成型時に、該フェライトに応力が集中して、試験片または鋼板が破断しやすくなる。この点でも、Ａｌは５．００％以下とする。鋼板の材質をより高める場合は、Ｓｉ＋Ａｌ：０．８０％以上とするのが好ましく、１．００％以上とするのがより好ましい。
　Ｐ：０．１５％以下
　Ｐは、鋼原料から不可避的に混入する不純物元素である。Ｐ含有量が０．１５％を超えると、延性および溶接性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．１５％以下とする。Ｐ含有量は０．１０％以下、０．０５％以下または０．０２０％以下であるのが好ましい。下限は０％とするが、Ｐ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、０．０００１％を下限としてもよい。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、鋼原料から不可避的に混入する不純物元素である。Ｓ含有量が０．０３０％を超えると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、延性および穴広げ性などの成形性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。Ｓ含有量は０．０１５％以下または０．００９％以下であるのが好ましい。下限は０％とするが、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、０．０００１％を下限としてもよい。
　Ｎ：０．０２０％以下
　Ｎは、鋼原料から、また、製鋼過程で不可避的に混入する不純物元素である。Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、延性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０２０％以下とする。Ｎ含有量は０．０１５％以下、０．０１０％以下、０．００７０％以下または０．００５０％以下であるのが好ましい。下限は０％とするが、Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、０．０００１％を下限としてもよい。
　Ｏ：０．０１０％以下
　Ｏは、脱酸後、不可避的に残留する不純物元素である。Ｏ含有量が０．０１０％を超えると、延性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１０％以下とする。Ｏ含有量は０．００７％以下、０．００４％以下または０．００２５％以下であるのが好ましい。下限は０％とするが、Ｏを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、０．０００１％を下限としてもよい。
　本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、上記の元素に加えてさらに、下記に示す量のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ、ＡｓおよびＶから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
　Ｃｒ：０～５．００％
　Ｍｏ：０～５．００％
　Ｎｉ：０～５．００％
　Ｃｕ：０～５．００％
　Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕは、鋼板強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕのいずれも５．００％を超えると、強度が上昇しすぎて、延性が低下する。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕの含有量は、いずれも５．００％以下とする。
　いずれの元素の含有量も４．００％以下または３．００％であるのが好ましく、２．００％以下または１．００％以下であるのがより好ましく、０．８０％以下または０．５０％以下であるのがさらに好ましい。なお、これらの元素の下限は０％であるが、上記の効果を得るためには、上記の元素から選択される１種以上の含有量を０．０１％以上としても差し支えなく、０．０２％以上としてもよい。合金コストの削減のため、これらの合計を２．００％以下、１．５０％以下、１．１０％以下、０．７％以下または０．４０％以下としてもよい。
　Ｎｂ：０～０．５０％
　Ｔｉ：０～０．５０％
　Ｗ：０～０．５０％
　Ｎｂ、ＴｉおよびＷは、微細な炭化物、窒化物、または炭窒化物を形成し、鋼板強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ、ＴｉおよびＷのいずれも０．５０％を超えると、強度が上昇しすぎて、延性が低下する。したがって、Ｎｂ、ＴｉおよびＷの含有量は、いずれも０．５０％以下とする。
　いずれの元素の含有量も０．４０％以下または０．２０％以下であるのが好ましく、０．１０％以下または０．０５％以下であるのがより好ましい。なお、これらの元素の下限は０％であるが、上記の効果を得るためには、上記の元素から選択される１種以上の含有量を０．００５％以上としても差し支えなく、０．００８％以上としてもよい。合金コストの削減のため、これらの合計を０．５０％以下、０．２０％以下、０．１０％以下または０．０５％以下としてもよい。
　Ｂ：０～０．０１０％
　Ｂは、変態を遅らせて、鋼板強度の向上に寄与し、また、粒界に偏析して粒界の強化に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると、Ｂ化合物が多量に析出し、鋼板が脆化する。したがって、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。Ｂ含有量は０．００５％以下または０．００３０％以下であるのが好ましく、０．００２０％以下または０．００１６％以下であるのがより好ましい。なお、Ｂの下限は０％であるが、上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００２％以上としても差し支えなく、０．０００３％以上としてもよい。
　Ｃａ：０～０．０５％
　Ｍｇ：０～０．０５％
　Ｚｒ：０～０．０５％
　ＲＥＭ：０～０．０５％
　Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭ（希土類元素）は、硫化物および酸化物の形状を制御して局部延性および穴広げ性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭのいずれも０．０５％を超えると、加工性が低下する。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭの含有量は、いずれも０．０５％以下とする。
　いずれの元素の含有量も０．０３％以下または０．０１％以下であるのが好ましく、０．００６０％以下または０．００４０％以下であるのがより好ましい。また、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭから選択される２種以上を複合的に含有させる場合には、その合計含有量は０．０５％以下または０．０２％以下とするのが好ましく、０．０１％以下または０．００６０％以下とするのがより好ましい。なお、これらの元素の下限は０％であるが、上記の効果を得るためには、上記の元素から選択される１種以上の含有量を０．０００１％以上としてもよく、０．０００２％以上としてもよい。
　ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
　Ｓｂ：０～０．５０％
　Ｓｎ：０～０．５０％
　ＳｂおよびＳｎは、鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、および／または、Ａｌ等の易酸化性元素が表面に拡散して酸化物を形成するのを抑制し、表面性状およびめっき性を高める作用をなす元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＳｂおよびＳｎのいずれの元素も０．５０％を超えると、添加効果が飽和する。したがって、ＳｂおよびＳｎの含有量は、いずれも０．５０％以下とする。
　いずれの元素の含有量も０．３５％以下または０．１５％以下であるのが好ましく、０．０８％以下または０．０３％以下であるのがより好ましい。なお、これらの元素の下限は０％であるが、上記の効果を得るためには、上記の元素から選択される１種以上の含有量を０．０１０％以上としてもよい。
　Ａｓ：０～０．０５％
　Ａｓは、ＳｂおよびＳｎと同様に、鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、および／または、Ａｌ等の易酸化性元素が表面に拡散して酸化物を形成するのを抑制し、表面性状およびめっき性を高める作用をなす元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ａｓ含有量が０．０５％を超えると、添加効果は飽和する。したがって、Ａｓ含有量は０．０５％以下とする。Ａｓ含有量は０．０２％以下であるのが好ましく、０．０１％以下であるのがより好ましい。なお、Ａｓの下限は０％であるが、上記の効果を得るためには、Ａｓ含有量は０．００５％以上としてもよい。必要に応じて、Ｓｂ、ＳｎおよびＡｓの合計を０．０５％以下、０．０３％以下または０．０１％以下としてもよい。
　Ｖ：０～２．０％
　Ｖは、析出物を形成して結晶粒を微細化し、強度および靱性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、上記の効果が飽和し、製造コストが上昇する。そのため、Ｖ含有量は２．０％以下または１．０％以下とする。Ｖ含有量は０．５０％以下または０．３０％％以下であるのが好ましく、０．１０％以下であるのがより好ましく、０．０６％以下であるのがさらに好ましい。なお、Ｖの下限は０％であるが、上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上または０．００５％以上としてもよい。
　本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。
　ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　（Ｂ）鋼板の金属組織
　本発明の鋼板の板厚１／４位置における金属組織について説明する。各組織の面積率は、焼鈍条件によって変化し、強度、一様伸び、局部伸びなどの機械特性に影響を与える。所望の機械特性は、例えば、自動車用の部品により変化するため、必要に応じて焼鈍条件を選択して、各組織の面積率を制御する。なお、以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。
　残留オーステナイト：１０．０～５５．０％
　残留オーステナイト（以下、「残留γ」ともいう。）は、変態誘起塑性によって、延性、特に、一様伸びを高める組織である。本発明の鋼板において優れた一様伸びを得るため、残留γの面積率は１０．０％以上とする必要がある。一方、残留γの面積率が５５．０％を超えると、降伏応力が低下するので、残留γの面積率は５５．０％以下とする。残留γの面積率は、１３．０％以上、１５．０％以上または１８．０％以上であるのが好ましく、２０．０％以上であるのがより好ましい。また、残留γの面積率は、５０．０％以下であるのが好ましく、４５．０％以下、４０．０％以下、３５．０％以下または３１．０％以下であるのがより好ましい。
　本発明に係る金属組織の残留γは、マルテンサイトのラスのように細長い形態のものが主体である。その厚みは１μｍ以下で、多くは０．０２～０．１μｍ程度である。このラス状の残留γと後述する低温焼戻しマルテンサイトとを共存させることは、従来法では困難であり、後述する製造方法を採用することにより達成することができる。なお、従来法は、オーステナイト単相とした後、室温まで冷却して、ほぼマルテンサイトにし、その後、２相域で加熱して、オーステナイト中にＣおよびＭｎを濃化させ、残留γを得る方法である（例えば、非特許文献１および特許文献４を参照）。
　本発明においては、後述するように、第２冷却工程で、オーステナイトとマルテンサイトとが存在する組織状態を形成させる必要がある。そして、第２焼鈍工程で、マルテンサイトからオーステナイトを生成させ、そのオーステナイトをラス状の細長い組織とする。オーステナイト周辺の組織は、高温焼戻しマルテンサイトである。このオーステナイトは、室温までの冷却過程で残留オーステナイトとなる。
　第２冷却工程後のオーステナイトは比較的粗大な組織であり、第３冷却工程で、マルテンサイトとなる。上記の工程を経ることで、ラス状のオーステナイトと低温焼戻しマルテンサイトとを共存させることができる。
　高温焼戻しマルテンサイト：３０．０～７５．０％
　高温焼戻しマルテンサイトは、主に５５０～７００℃程度の温度で焼戻されたマルテンサイトであり、その測定方法は後述する。成形性の向上のため、高温焼戻しマルテンサイトの面積率は、３０．０～７５．０％とする。高温焼戻しマルテンサイトの面積率は、３３．０％以上、３６．０％以上または３８．０％以上であるのが好ましく、７０．０％以下、６５．０％以下、６０．０％以下または５５．０％以下であるのが好ましい。
　低温焼戻しマルテンサイト：１５．０～６０．０％
　低温焼戻しマルテンサイトは、後述する第３冷却工程で生じたフレッシュマルテンサイトを主に２５０～４８０℃の温度で焼戻された組織であり、その測定方法は後述する。
　低温焼戻しマルテンサイトは、一様伸びは低いものの、後述するフレッシュマルテンサイトと比較して、局部伸びを低下させにくく、降伏応力および引張強さに優れる。そのため、低温焼戻しマルテンサイトの面積率は、１５．０％以上とする。低温焼戻しマルテンサイトの面積率は、所望の強度レベルに応じて設定すればよいが、多すぎると一様伸びが低下するため、６０．０％以下とする。成形性向上のため、低温焼戻しマルテンサイトの下限を、２０．０％、２５．０％、３０．０％、３４．０％または３８．０％としてもよい。一様伸びの向上のため、その上限を５５．０％、５０．０％、４６．０％または４２．０％としてもよい。
　本発明の鋼板の板厚１／４位置での金属組織において、残部はフレッシュマルテンサイト、パーライトおよびベイナイトである。
　フレッシュマルテンサイト：０～１０．０％
　焼戻し工程において、オーステナイトから、僅かにセメンタイトが析出して、オーステナイトが不安定化し、焼戻し工程後の冷却工程で、フレッシュマルテンサイトが生成することがある。フレッシュマルテンサイトの面積率が１０．０％を超えると、ＹＳおよび局部伸びが低下するだけでなく、残留γの面積率が減少して、一様伸びも低下する。そのため、フレッシュマルテンサイトの面積率は１０．０％以下とする。フレッシュマルテンサイトの面積率は５．０％以下であるのが好ましく、３．０％以下であるのがより好ましく、０％つまりフレッシュマルテンサイトがない組織が最も好ましい。
　パーライト：０～５．０％
　パーライトは、焼鈍時の冷却途中、または、めっきの合金化処理中に、オーステナイトから生成する場合がある。パーライトの面積率が５．０％を超えると、残留γの面積率が減少し、強度および延性を大きく低下させる。そのため、パーライトの面積率は、５．０％以下とする。パーライトの面積率はできるだけ低い方が好ましく、３．０％以下であるのが好ましく、０％であることが最も好ましい。
　ベイナイト：０～５．０％
　本発明の金属組織中には、ベイナイトが含まれていてもよい。本発明の鋼板のＭｎ含有量では、ベイナイト変態は進行しにくいので、ベイナイトの面積率は、５．０％以下とする。ベイナイトの面積率は、３．０％以下であるのが好ましく、０％であることが最も好ましい。
　なお、フレッシュマルテンサイト、パーライトおよびベイナイトの面積率の合計を、５．０％以下、３．０％以下、１．０％以下としてもよい。これらの残部の金属組織の面積率の合計が０％であることがより好ましい。
　本発明において、上記の各組織の面積率を求める方法について以下に説明する。
　まず、圧延方向に平行な断面を切り出し、鏡面研磨した後、電解研磨したサンプルを、ＳＥＭ－ＥＢＳＤで表面から板厚の１／４だけ離れた位置（以下、「板厚１／４位置」という。））での１００μｍ×１００μｍ以上の領域を０．１μｍ間隔で測定する。その後、株式会社ＴＳＬソリューションズの解析ソフトを用い、各々の結晶粒における粒内のＩｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙの平均値（Grain Average Image Quality：ＧＡＩＱ値）を算出する。そして、ＦＣＣと判定される領域の面積率を、残留オーステナイトの面積率とする。
　次に、F.S.Lepera: Journal of Metals ３２，Ｎｏ．３，（１９８０）３８－３９に記載の方法で、圧延方向に平行な断面を腐食して、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトを現出させる。その後、板厚１／４位置において、光学顕微鏡を用いて倍率１０００倍で観察し、組織写真を画像処理して、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率（％）を測定する。ただし、腐食液は、蒸留水に４％のＮａ２Ｓ２Ｏ５を溶解させた溶液と、エタノールに４％の［Ｃ６Ｈ２（ＮＯ）３ＯＨ］を溶解させた溶液とを１：１で混合させたものとする。
　そして、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率の値から、上述の方法によって測定した残留オーステナイトの面積率を差し引くことによって、フレッシュマルテンサイトの面積率を求める。
　そして、板厚１／４位置におけるＧＡＩＱ値が５０００以下である結晶粒の分率を低温焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとの合計面積率とする。この値から、フレッシュマルテンサイトの面積率を差し引くことによって、低温焼戻しマルテンサイトの面積率を求める。
　また、圧延方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨した後、ナイタールにて腐食を行う。当該サンプルについてＳＥＭ観察を行う。ＳＥＭ観察は倍率５０００倍で行い、測定領域は、板厚１／４位置の２５μｍ×２０μｍの領域を４視野以上とする。ナイタール腐食を行った後、ＳＥＭで観察し、下部組織がなく、抉れている組織をフェライトまたは高温焼戻しマルテンサイトとする。このうち、長軸と短軸との比が２以上のものを高温焼戻しマルテンサイトとする。長軸と短軸は以下のようにして求める。まず、上記で撮影した写真において、結晶粒の１つに着目したとき、粒界と別の粒界とを結んだ線のうちで、一番長い線を長軸とする。そして、その長軸を２分割する粒界と別の粒界とを結んだ線のうち、距離が一番短いものを短軸とする。つまり、下部組織がなく、抉れている組織の中で、長軸と短軸との比が２以上の組織の分率を高温焼戻しマルテンサイトの面積率とし、長軸と短軸との比が２未満の組織の分率をフェライトの面積率とする。
　パーライトについては、ナイタール腐食を行った後、板厚１／４位置の２５μｍ×２０μｍの領域を４視野以上ＳＥＭで観察し、ラメラー組織が見える組織の分率をパーライトの面積率とする。また、ベイナイトは、同様にナイタール腐食を行った後、板厚１／４位置の２５μｍ×２０μｍの領域を４視野以上ＳＥＭで観察し、長軸と短軸との比が２以上であり、かつ、５０００倍のＳＥＭでセメンタイトが確認される組織の分率をベイナイトの面積率とする。
　（Ｃ）機械特性
　引張強さ（ＴＳ）は、高いほどよく、１１８０ＭＰａ以上とする。例えば、鋼板を自動車の素材として使用する場合、高強度化によって、鋼板の板厚を減少し、自動車を軽量化することができる。引張強さの下限を２５０ＭＰａとしてもよい。引張強さの上限については特に制限を設ける必要はないが、１６５０ＭＰａ以下または１６００ＭＰａ以下とすることが好ましい。上記の軽量化効果を得るためには、鋼板の降伏応力（ＹＳ）と、加工後（降伏後）の加工硬化量が高いことが好ましい。変形による硬さは、降伏応力（ＹＳ）が高く、かつ、加工硬化量が多いほど上昇する。
　加工硬化量は、ｎ値を指標として表示できるが、ｎ値とｕＥＬは似た値となる。そこで、本発明鋼板においては、降伏応力（ＹＳ）×一様伸び（ｕＥＬ）を指標とする。本発明鋼板においては、ＹＳ×ｕＥＬ≧１００００ＭＰａ％とする。ただし、引張試験片はＪＩＳ　Ｚ２２４１の５号試験片（平行部の幅２５ｍｍ、原標点間距離５０ｍｍの板状試験片）とする。
　鋼板をプレス成形するためには、一様伸び（ｕＥＬ）および局部伸び（ｌＥＬ）が優れていることが望ましい。鋼板が局部変形するころには、鋼板強度が引張強さ（ＴＳ）に達しているので、この状態を表示する指標として、引張強さ（ＴＳ）×局部伸び（ｌＥＬ）を採用する。本発明鋼板においては、ＴＳ×ｌＥＬ≧６０００ＭＰａ％とする。
　降伏応力は、成形後の鋼板の硬さを保証する指標となるので、降伏比（降伏応力／引張強さ）は高いほど好ましい。降伏比は０．７０以上が好ましい。より好ましくは０．７１以上または０．７２以上である。
　なお、本発明においては、引張強さおよび降伏応力として、圧延直角方向の引張試験において求められる値を採用する。圧延直角方向とは、鋼板の圧延方向および厚さ方向に垂直な方向を指し、すなわち幅方向を意味する。
　（Ｄ）製造方法
　本発明に係る鋼板は、例えば、以下に示す製造方法を用いることにより、製造することができる。以下の製造方法では、下記の（ａ）から（ｍ）までの工程を順に行う。各工程について詳しく説明する。
　（ａ）溶製工程
　上述の化学組成を有する鋼塊またはスラブを溶製する。溶製工程における条件については特に制限はなく、通常の方法を用いればよい。
　（ｂ）熱延工程
　鋼塊またはスラブを加熱して熱間圧延を施し、熱延鋼板とする。熱間圧延前の加熱温度を１１００～１１７０℃とし、熱間圧延の仕上げ温度を８８０～９７０℃とするのが好ましい。熱間圧延の最終１パスから６パスの間で、１回のパスで１０％以上の大圧下の圧延を少なくとも３回以上行うことが好ましい。
　加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延までの搬送の間に温度が低下して、所要の温度で仕上げ圧延を終了できないおそれがある。一方、加熱温度が１１７０℃を超えると、加熱時のオーステナイトが粗大化し圧延後の鋼板の結晶が粗大になるおそれがあるため、加熱温度は１１７０℃以下であるのが好ましい。
　また、本発明で規定される化学組成を有する鋼は硬いため、仕上げ温度が８８０℃未満であると、圧延機に大きな負荷がかかり、熱間圧延が困難になるおそれがある。一方、仕上げ温度が９７０℃を超えると、圧延後の鋼板の結晶が粗大になるおそれがある。
　（ｃ）第１冷却工程
　仕上げ圧延終了後の熱延鋼板を冷却する。第１冷却工程における冷却条件について特に制限は設けないが、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、５５０～６５０℃の温度範囲で冷却を停止することが好ましい。上記範囲なら巻取工程での温度範囲を満たしやすい。
　（ｄ）巻取工程
　冷却停止後の熱延鋼板を巻き取る。巻取温度は、４５０～６００℃であるのが好ましい。巻取温度が４５０℃未満では、板形状が悪くなる。また、本発明のように、Ｍｎ含有量が高い場合には、巻取温度が６００℃を超えると、スケールが厚くなり、酸洗しにくくなる。
　（ｅ）冷延工程
　巻き取られた熱延鋼板を再び巻き戻して、酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする。圧下率は４０～６５％とするのが好ましい。圧下率が４０％未満では、板厚が厚くなる。そのため、自動車部品とした際に、重量が重くなりやすい。一方、圧下率が６５％を超えると、冷間圧延を短時間で終了することが難しくなる。また、焼鈍後の延性が低くなることがある。冷延鋼板の厚さは０．８～３．０ｍｍの範囲とすることが好ましい。
　（ｆ）第１焼鈍工程
　冷延工程の後、冷延鋼板に、８５０～９７０℃の温度域で９０ｓ以上保持する焼鈍を施す。上記温度域での保持により、金属組織を、オーステナイト単相の組織とする。焼鈍温度が８５０℃未満、または、保持時間が９０ｓ未満であると、オーステナイトの量が少なくなり、最終的に、所要量の低温焼戻しマルテンサイトを確保できず、降伏応力が低下する。
　焼鈍温度が９７０℃を超えると、加熱炉が損傷するおそれがあるだけでなく、鋼板表面に多量のスケールが発生して、酸洗後、鋼板表面に凹凸が残り、自動車用鋼板として好ましくない。なお、保持時間が１８０ｓを超えても、鋼板表面に多量のスケールが発生して、酸洗後、鋼板表面に凹凸が残り、自動車用鋼板として好ましくない。そのため、第１焼鈍工程における保持時間は１８０ｓ以下とするのが好ましい。
　（ｇ）第２冷却工程
　第１焼鈍工程の後、鋼板を１５０～２５０℃の温度域まで冷却する。この温度域で、相変態は起きにくい。冷却速度は、平均で、１～１００℃／ｓが好ましい。第２冷却工程で、マルテンサイトが生成し、このマルテンサイトが、後述の第２焼鈍工程で高温焼戻しマルテンサイトと逆変態したオーステナイトとなる。所望の強度または特性により、冷却温度を適宜選択して、高温焼戻しマルテンサイトの面積率を調整することができる。
　また、当該冷却工程時に、オーステナイトとマルテンサイトを共存させることが重要となる。当該冷却工程時のオーステナイトの大部分が、第２焼鈍工程～第３冷却工程を得てマルテンサイトとなり、その後の焼戻し工程で低温焼戻しマルテンサイトとなる。一方、当該冷却工程時のマルテンサイトの一部が、前述のように、第２焼鈍工程で高温焼戻しマルテンサイトとなる。したがって、当該冷却工程温度によって、オーステナイト量とマルテンサイト量とを調整することによって、最終組織の低温焼戻しマルテンサイト量および高温焼戻しマルテンサイト量を、本発明の範囲にすることができる。
　冷却停止温度が１５０℃未満であると冷却工程でのオーステナイトが少なくなるため、最終組織における低温焼戻しマルテンサイトが少なくなる。一方、冷却温度が２５０℃を超えると、マルテンサイトの量が少なくなり、最終的に、高温焼戻しマルテンサイトを、３０．０％以上確保することが困難となる。冷却停止温度は１８０℃以上であるのが好ましく、２３０℃以下であるのが好ましく、２２０℃以下であるのがより好ましい。
　（ｈ）第２焼鈍工程
　第２冷却工程の後、鋼板に、５５０℃以上Ａｃ１点未満の温度域で１２０ｓ以上保持する焼鈍を施す。焼鈍温度が５５０℃未満であると、セメンタイトおよびパーライトが多量に析出し、残留オーステナイトが減少する。焼鈍温度は５８０℃以上であるのが好ましい。
　一方、焼鈍温度がＡｃ１点以上であると、得られる残留オーステナイト量が少なくなる。この理由は以下のように推定される。オーステナイトへの逆変態が過度に進行し、加熱時のオーステナイトが過剰となる。すると、オーステナイト中のＣおよびＭｎの含有量が少なくなるため、オーステナイトが不安定化する。そして、第２冷却工程時にマルテンサイトとなり、残留オーステナイトが少なくなるものと考えられる。
　なお、Ａｃ１点は、下記式によって求めるものとする。
　Ａｃ１＝７２３＋２９．１×Ｓｉ－１０．７×Ｍｎ＋１６．９×Ｃｒ－１６．９×Ｎｉ
　但し、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
　上記焼鈍温度での保持時間は１２０ｓ以上とする。保持時間が１２０ｓ未満であると、オーステナイトへの逆変態が進行せず、残留オーステナイトが少なくなる。保持時間は、焼鈍温度との関係で適宜定めればよいが、８時間以上焼鈍しても、大きな変化はなく、工業的にコストが高くなるばかりなので、上限は８時間程度となる。
　第２焼鈍工程においては、あらかじめ熱せられた炉に入れ加熱してもよいし、ＩＨ等で加熱してもよい。加熱速度が１０℃／ｓ未満では、残留オーステナイト量が少なくなる。加熱途中でセメンタイト析出が多量に生じ、その後の加熱時にも溶け残り、その結果、残留オーステナイト中のＣが少なくなったためと推定される。一方、第２焼鈍工程の温度制御のため、実質的な加熱速度の上限は２５℃／ｓ程度となる。
　（ｉ）第３冷却工程
　第２焼鈍工程の後、鋼板を室温まで冷却する。鋼板を、室温まで冷却しないと、後述する焼戻し工程で、フレッシュマルテンサイトが生成して、ＹＳが低下するおそれがある。平均冷却速度は、８℃／ｓ以上とするのが好ましい。平均冷却速度が８℃／ｓ未満では、ベイナイトが出やすくなり、ＹＲおよびＹＳ×ｕＥＬが低くなる。
　（ｊ）焼戻し工程
　第３冷却工程の後、鋼板に、２５０～４８０℃の温度域で１ｓ以上保持する焼戻しを施す。焼戻し工程において、低温焼戻しマルテンサイトを生成させる。焼戻し温度が２５０℃未満であると、焼戻し効果が十分に得られず、フレッシュマルテンサイトが多く残る。その結果、ＹＳが低くなり、ＴＳが高くなり、降伏比が低下する。焼戻し温度は２００℃以上であるのが好ましい。
　一方、焼戻し温度が４８０℃を超えると、低温焼戻しマルテンサイトが柔らかくなりすぎて、ＹＳおよびＴＳが極端に低下し、また、残留オーステナイトがパーライトに変態して、ｕＥＬも低下するので、焼戻し工程の温度域は４８０℃以下とする。好ましくは４６０℃または４００℃以下である。なお、保持時間が１ｈを超えると、残留オーステナイトが少なくなるため、保持時間は１ｈ以下とするのが好ましい。
　鋼板の（Ｓｉ＋Ａｌ）量が０．８質量％以上であると、焼戻しで、ＴＳ×ｕＥＬがより向上する。この理由は明らかではないが、マルテンサイト中のＣがセメンタイトに分解せず、残留オーステナイト中に濃化することによるものと推定される。（Ｓｉ＋Ａｌ）量が１．０質量％以上であることがより好ましい。
　（ｋ）第４冷却工程
　焼戻し工程の後、鋼板を室温まで冷却する。第４冷却工程での冷却速度は、空冷以上の冷却速度であれば、金属組織の変化は小さいので、特に限定はしない。ただし、冷却速度が５℃／ｓ未満では、第３冷却工程と同様に、ベイナイトが多くなる可能性がある。一方、８０℃／ｓを超える冷却速度で冷却する場合、冷却ムラが発生しやすく、板形状が悪くなる。そのため、冷却速度は５～８０℃／ｓ以下とするのが好ましい。
　（ｌ）めっき工程
　焼戻し工程の後、第４冷却工程で室温まで冷却した鋼板に、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、または、Ｚｎ－Ｎｉ合金めっきを施してもよい。Ｚｎ－Ｎi合金めっきは、電気めっきで施す。溶融亜鉛めっきは、第４冷却工程で室温まで冷却した鋼板を、４６０℃の亜鉛めっき浴に浸漬すればよい。また、第３冷却工程の後、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、焼戻し工程時にめっきを施してもよい。
　（ｍ）合金化工程
　合金化溶融亜鉛めっきは、溶融亜鉛めっきを施した鋼板を、４８０～５００℃に加熱して、合金化処理を行なえばよい。溶融亜鉛めっき鋼板の場合と同様に、焼戻し工程時に合金化処理を行なってもよい。
　なお、本発明が対象とする鋼板の板厚は、主に０．８～３．０ｍｍである。必要に応じて、板厚の上限を２．８ｍｍまたは２．５ｍｍとしてもよい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有する厚さ２４０ｍｍのスラブを製造した。このスラブを、表２および３に示す条件で熱間圧延して熱延鋼板とした。この際、１回のパスで１０％以上の大圧下の圧延を少なくとも３回以上行った。熱延鋼板を、巻取温度まで水スプレーで冷却して巻き取った。製造された熱延鋼板を、酸洗してスケールを除去した後、表２および３に示す条件で冷間圧延し、厚さ１．２ｍｍの冷延鋼板を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた冷延鋼板から試験材を採取し、試験材を、表２および３に示す最高焼鈍温度まで加熱し、表２および３に示す時間で保持する焼鈍を行い（第１焼鈍工程）、次いで、表２および３に示す平均冷却速度で冷却停止温まで冷却した（第２冷却工程）。
　第２冷却工程の後の第２焼鈍工程は、表２および３に示す平均加熱速度で、表２および３に示す最高焼鈍温度まで加熱し、表２および３に示す焼鈍時間保持して行った。次いで、表２および３に示す平均冷却速度で、室温まで冷却した（第３冷却工程）。
　焼戻し工程は、平均加熱速度５℃／ｓで、表２および３に示す温度まで加熱し、表２および３に示す時間保持した。その後、１０℃／ｓで室温まで冷却した（第４冷却工程）。
　試験Ｎｏ．５７～５９については、表面にめっき処理した。試験Ｎｏ．５７は、焼戻し工程終了した後、電気めっきにより、Ｚｎ－Ｎｉを付着させた。試験Ｎｏ．５８は、第３冷却工程の後、４６０℃に加熱したＺｎの溶融亜鉛の浴に鋼を浸すことにより、溶融亜鉛めっき鋼板とした。上記溶融亜鉛中には、従来と同様に、Ａｌが０．０１％程度含まれる。当該めっき浴の温度で焼戻し工程を代用したこととなる。また。試験Ｎｏ．５９は、試験Ｎｏ．５８と同様に第３冷却工程の後、溶融亜鉛めっき浴に鋼を浸し、さらにその後、再加熱し保持することによってＺｎと母材のＦｅを合金化させた。なお、めっきを付けるタイミングは上記に限られるものではない。例えば、第３冷却工程中にめっき浴に浸したり、合金化したりしてもよい。
　上記手順で製造した各鋼板について、以下の方法により金属組織の同定を行った。各組織の面積率を求める方法について以下に説明する。
　まず、圧延方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨した後、電解研磨したサンプルを、ＳＥＭ－ＥＢＳＤで１００μｍ×１００μｍ以上の領域を０．１μｍ間隔で測定した。その後、株式会社ＴＳＬソリューションズの解析ソフトを用い、各々の結晶粒における粒内のＩｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙの平均値（Grain Average Image Quality：ＧＡＩＱ値）を算出した。そして、板厚１／４位置におけるＦＣＣと判定される領域の面積率を、残留γの面積率とした。
　次に、F.S.Lepera: Journal of Metals ３２，Ｎｏ．３，（１９８０）３８－３９に記載の方法で、圧延方向の断面を腐食して、フレッシュマルテンサイトおよび残留γを現出させた。その後、板厚１／４位置において、光学顕微鏡を用いて倍率１０００倍で観察し、組織写真を画像処理して、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率（％）を測定した。ただし、腐食液として、蒸留水に４％のＮａ２Ｓ２Ｏ５を溶解させた溶液と、エタノールに４％の［Ｃ６Ｈ２（ＮＯ）３ＯＨ］を溶解させた溶液とを１：１で混合させたものを用いた。
　そして、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率の値から、上述の方法によって測定した残留オーステナイトの面積率を差し引くことによって、フレッシュマルテンサイトの面積率を求めた。
　そして、ＧＡＩＱ値が５０００以下である結晶粒の分率（板厚１／４位置）を低温焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとの合計面積率とした。この値から、フレッシュマルテンサイトの面積率を差し引くことによって、低温焼戻しマルテンサイトの面積率を求めた。
　また、圧延方向に垂直な断面を切り出し、鏡面研磨した後、ナイタールにて腐食を行い、板厚１／４位置にてＳＥＭ観察を行った。ＳＥＭ観察は倍率５０００倍で行い、測定領域は、２５μｍ×２０μｍの領域を４視野以上とした。ナイタール腐食を行った後、ＳＥＭで観察し、下部組織がなく、抉れている組織をフェライトまたは高温焼戻しマルテンサイトとした。このうち、長軸と短軸との比が２以上のものの分率を高温焼戻しマルテンサイトの面積率とし、この比が２未満のものの分率をフェライトの面積率とした。長軸と短軸は以下のようにして求めた。まず、上記で撮影した写真において、結晶粒の１つに着目したとき、粒界と別の粒界とを結んだ線のうちで、一番長い線を長軸とする。そして、その長軸を２分割する粒界と別の粒界とを結んだ線のうち、距離が一番短いものを短軸とした。
　パーライトについては、ナイタール腐食を行った後、板厚１／４位置にて２５μｍ×２０μｍの領域を４視野以上ＳＥＭで観察し、ラメラー組織が見えるものの分率をパーライトの面積率とした。また、ベイナイトは、同様にナイタール腐食を行った後、板厚１／４位置にて２５μｍ×２０μｍの領域を４視野以上ＳＥＭで観察し、長軸と短軸との比が２以上であり、かつ、５０００倍のＳＥＭでセメンタイトが確認されるものをベイナイトとした。
　各組織の面積率の測定結果を表４および５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　得られた鋼板の機械特性を測定した。熱処理を施した試験材から、圧延方向に直角の方向が引張方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、一様伸び（ｕＥＬ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。全伸びと一様伸びの差を、局部伸び（ｌＥＬ）とした。測定した機械特性を、表６および７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　本発明の規定を全て満足する、試験Ｎｏ．１～５、８、１６～３５、４０～４２、４８～５０、５２～５４および５７～５９では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、ＴＳ×ｌＥＬが６０００ＭＰａ％以上かつＹＳ×ｕＥＬが１００００ＭＰａ％以上であり、高い強度と優れた成形性とを示す結果となった。
　これに対し、試験Ｎｏ．６は、第１焼鈍工程の焼鈍温度が低いため、低温焼戻しマルテンサイトが少なく、強度が低く、また、ＴＳ×ｌＥＬも低い。試験Ｎｏ．７は、第焼鈍工程の焼鈍時間が短いため、低温焼戻しマルテンサイトが少なく、試験Ｎｏ．６と同様に、強度が低く、また、ＴＳ×ｌＥＬも低い。
　試験Ｎｏ．９は、第２冷却工程の停止温度が２０℃と低い。冷却後、第２焼鈍工程を行うが、これは、非特許文献１などに記載の従来法と同様の熱処理条件となる。試験Ｎｏ．９においては、低温焼戻しマルテンサイトが２．０％で、本発明の範囲より低いため、ＴＳが低くなった。試験Ｎｏ．４５についても同様である。
　試験Ｎｏ．１０は、第２冷却工程の冷却停止温度が４００℃と高い。その結果、変態が起きず、金属組織はオーステナイトである。その後の加熱で、僅かにフェライトが生成するが、量が少ないので、オーステナイト中にＣおよびＭｎが濃化しない。第３冷却工程と焼戻し工程により、低温焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、残留γが少ない金属組織となる。このため、ＹＳ×ｕＥＬおよびＴＳ×ｔＥＬが低くなった。試験Ｎｏ．５１についても同様である。
　試験Ｎｏ．１１は、第２焼鈍工程の最高焼鈍温度が７３０℃で高いため、金属組織は、オーステナイト単相となり、オーステナイト中にＣおよびＭｎが濃化せず、不安定な組織となる。それ故、第３冷却工程と焼戻し工程とにより、焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、残留γの面積率が減少する。その結果、ＴＳ×ｌＥＬおよびＹＳ×ｕＥＬが低くなった。
　試験Ｎｏ．１２は、第２焼鈍工程の最高加熱温度が５３０℃で低いため、セメンタイトの析出およびパーライト変態が起こり、残留γの面積率が大きく減少する。その結果、ＴＳ×ｌＥＬとＹＳ×ｕＥＬが低くなった。
　試験Ｎｏ．１３は、第２焼鈍工程の焼鈍時間が６０ｓで、短時間であるため、オーステナイト中にＣおよびＭｎが濃化する時間がなく、オーステナイトが不安定となり、残留γの面積率が低くなる。その結果、ＴＳ×ｌＥＬおよびＹＳ×ｕＥＬが低くなった。
　試験Ｎｏ．１４は、焼戻し工程の温度が１３０℃で低いため、第３冷却工程で生成したマルテンサイトの焼戻しが進行せず、金属組織中にフレッシュマルテンサイトが多くなる。その結果、ＹＳおよびＹＳ×ｕＥＬが低くなった。試験Ｎｏ．４３および４４ついても同様である。
　試験Ｎｏ．１５は、焼戻し工程の温度が６００℃で、本発明の範囲より高いので、セメンタイトが析出して、残留γの面積率が低く、また、パーライトも生成して、低温焼戻しマルテンサイトの面積率が低くなる。その結果、ＹＳ、ＴＳ、および、ＴＳ×ｌＥＬが低くなった。
　試験Ｎｏ．４６は、第２焼鈍工程における平均加熱速度が３℃／ｓと低いため、残留γの面積率が低くなる。その結果、ＴＳ×ｌＥＬおよびＹＳ×ｕＥＬが低くなった。
　試験Ｎｏ．４７は、焼戻し工程における保持時間が長いため、残留γの面積率が低くなる。その結果、ＴＳ×ｌＥＬおよびＹＳ×ｕＥＬが低くなった。
　試験Ｎｏ．５５は、第２冷却工程での処理条件が不適切であるため、高温焼戻しマルテンサイトおよび低温焼戻しマルテンサイトの面積率が低くなる。その結果、ＴＳ×ｌＥＬおよびＹＳ×ｕＥＬが低くなった。
　試験Ｎｏ．５６は、第３冷却工程における平均冷却速度が２℃／ｓと低いため、フェライトが析出し、ＹＲおよびＹＳ×ｕＥＬが低くなった。
　試験Ｎｏ．３６は、Ｃ含有量が本発明の範囲より低く、残留γの面積率が本発明の範囲外である。その結果、一様伸びが低くなり、ＹＳ×ｕＥＬが低下した。強度も低下するが、強度の低下は、Ｃ含有量の低下による焼戻しマルテンサイトの軟化によると推定される。
　試験Ｎｏ．３７は、Ｃ含有量が本発明の範囲より高く、金属組織は、パーライトが多く存在し、また、セメンタイトも多量に観察される金属組織である。その結果、局部延性が大きく低下し、ＴＳ×ｌＥＬが低くなった。また、早期に破断したため、一様伸びも低く、ＹＳ×ｕＥＬも低い。
　試験Ｎｏ．３８は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲より低く、残留γの面積率が本発明の範囲外である。そのため、一様伸びが低くなり、ＹＳ×ｕＥＬが低下した。試験Ｎｏ．３９は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲より高く、オーステナイトが安定化しすぎて、十分な量の焼戻しマルテンサイトが得られず、ＹＳおよびＴＳが低くなった。
　合金成分による影響を排除し、金属組織と機械的性質との関係を理解するため、前記実施例の中で複数の製造条件で製造された鋼種Ａおよび鋼種Ｅについて、金属組織と機械的性質との関係をプロットした図が、図１～６である。図１～６から分かるように、低温焼戻しマルテンサイトの面積率を１５．０～６０．０％、残留オーステナイトの面積率を１０．０～５５．０％、高温焼戻しマルテンサイトの面積率を３０．０～７５．０％、フレッシュマルテンサイトの面積率を０～１０．０％の範囲に制御することによって、優れた機械的特性が得られる。
　本発明によれば、１１８０ＭＰａ以上という高い引張強さを有しながら、高い一様伸びおよび局部伸びを有する高強度鋼板を得ることが可能となる。

Claims (12)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１０～０．２４％、
    　Ｍｎ：３．５０～１２．００％、
    　Ｓｉ：０．００５～５．００％、
    　Ａｌ：０．００５～５．００％、
    　Ｐ：０．１５％以下、
    　Ｓ：０．０３０％以下、
    　Ｎ：０．０２０％以下、
    　Ｏ：０．０１０％以下、
    　Ｃｒ：０～５．００％、
    　Ｍｏ：０～５．００％、
    　Ｎｉ：０～５．００％、
    　Ｃｕ：０～５．００％、
    　Ｎｂ：０～０．５０％、
    　Ｔｉ：０～０．５０％、
    　Ｗ：０～０．５０％、
    　Ｂ：０～０．０１０％、
    　Ｃａ：０～０．０５％、
    　Ｍｇ：０～０．０５％、
    　Ｚｒ：０～０．０５％、
    　ＲＥＭ：０～０．０５％、
    　Ｓｂ：０～０．５０％、
    　Ｓｎ：０～０．５０％、
    　Ａｓ：０～０．０５％、
    　Ｖ：０～２．０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　板厚１／４位置における金属組織が、面積％で、
    　残留オーステナイト：１０．０～５５．０％、
    　高温焼戻しマルテンサイト：３０．０～７５．０％、
    　低温焼戻しマルテンサイト：１５．０～６０．０％、
    　であり、残部が
    　フレッシュマルテンサイト：０～１０．０％、
    　パーライト：０～５．０％、
    　ベイナイト：０～５．０％、
    　である、
    　高強度鋼板。
  2. 　前記金属組織において、フレッシュマルテンサイト、パーライトおよびベイナイトの合計面積率が、面積％で、０～５．０％である、
    　請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記金属組織において、パーライトおよびベイナイトの面積率が、０％である、
    　請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記鋼板の引張強さが１１８０ＭＰａ以上であり、板厚が０．８～３．２ｍｍである、
    　請求項１から請求項３までのいずれかに記載の高強度鋼板。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１３～０．２１％
    　である、
    　請求項１から請求項４までのいずれかに記載の高強度鋼板。
  6. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｍｎ：４．０～７．０％
    　である、
    　請求項１から請求項５までのいずれかに記載の高強度鋼板。
  7. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｒ：０～１．５０％
    　である、
    　請求項１から請求項６までのいずれかに記載の高強度鋼板。
  8. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｍｏ：０～１．００％
    　である、
    　請求項１から請求項７までのいずれかに記載の高強度鋼板。
  9. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｉ：０～１．５０％
    　である、
    　請求項１から請求項８までのいずれかに記載の高強度鋼板。
  10. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｕ：０～１．５０％
    　である、
    　請求項１から請求項９までのいずれかに記載の高強度鋼板。
  11. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂ：０～０．００３％
    　である、
    　請求項１から請求項１０までのいずれかに記載の高強度鋼板。
  12. 　前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または、Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層を備える、
    　請求項１から請求項１１までのいずれかに記載の高強度鋼板。
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