WO2019188190A1 - 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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道治 中屋
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate and a high-strength galvanized steel plate having a galvanized layer on the surface of the high-strength steel plate.
  • Steel sheets used for structural members of automobiles are required to have higher strength in order to improve fuel efficiency. Moreover, when applying a high strength steel plate to the structural member of a motor vehicle, the strength steel plate is required to have high impact absorption energy from the viewpoint of collision safety.
  • Patent Document 1 controls the respective fractions of autotempered martensite, ferrite, bainite, and retained austenite, and regulates the size and number of precipitates of iron-based carbides in autotempered martensite. It is disclosed that strength and workability can be improved.
  • yield strength is measured after temper rolling at 0.3%. Yield strength can be increased by temper rolling, but in the case of an ultra-high strength steel plate of 1470 MPa or more, sufficient temper rolling may not always ensure sufficient elongation.
  • the present invention has been made in view of the circumstances as described above, and the object thereof is a high-strength steel sheet having a yield strength of 1000 MPa or more at a high strength level of tensile strength of 1470 MPa or more, and such high strength.
  • the object is to provide a high-strength galvanized steel sheet having a galvanized layer on the surface of the steel sheet.
  • the high-strength steel sheet relating to one aspect of the present invention is % By mass C: 0.200 to 0.280%, Si: 0.40 to 1.50% or less, Mn: 2.00 to 3.00% P: more than 0%, 0.015% or less, S: more than 0%, 0.0050% or less, Al: 0.015 to 0.060%, Cr: 0.20 to 0.80%, Ti: 0.015 to 0.080%, B: 0.0010 to 0.0040%, Each of which contains iron and inevitable impurities, Martensite is 93% by volume or more with respect to the entire metal structure, ferrite, pearlite and bainite are 2% by volume or less in total, and retained austenite is 7% by volume or less, In an image obtained by observing the metal structure with a scanning electron microscope, the number of laths in martensite measured by a cutting method with a total length of 300 ⁇ m is 240 or more, and the tensile strength is 1470 MPa or more. To do.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a heat pattern in an annealing process.
  • FIG. 2 is an explanatory diagram when the number of laths is measured by a cutting method.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing a heat pattern in the heat treatment 1 in the embodiment.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing a heat pattern in heat treatment 2 in the example.
  • FIG. 5 is a schematic diagram showing a heat pattern in the heat treatment 3 in the example.
  • FIG. 6 is a drawing-substituting micrograph showing an example of the structure of the high-strength steel sheet of the present embodiment.
  • the present inventors provide an amount of bainite, martensite and retained austenite, and lath as a substructure of bainite and martensite. We have been studying earnestly with a focus on.
  • the chemical composition of the steel sheet As a result, the chemical composition of the steel sheet, the volume ratio of martensite, the volume ratio of bainite and the like (including ferrite and pearlite), the volume ratio of retained austenite, and the image observed with a scanning electron microscope (SEM: Scanning Electron Microscope) (Hereinafter, sometimes referred to as “SEM image”), if the number of laths in martensite obtained by measuring a total length of 300 ⁇ m by a cutting method is defined as described later, the above-described object can be achieved.
  • SEM image scanning electron microscope
  • a lath is a subordinate organization of martensite.
  • the structure of martensite is multi-layered, and there are multiple packets that are aggregates of grains having the same crystal habit plane in one prior austenite grain, and each packet has parallel strip-like regions.
  • the number of laths in martensite measured by a cutting method with a total length of 300 ⁇ m as defined in the present invention is the thickness of a steel plate subjected to nital corrosion.
  • the cross section parallel to the rolling direction was photographed at a magnification of 3000 with a FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope), and the total length of 300 ⁇ m was measured by the cutting method.
  • the number of laths per total length of 300 ⁇ m needs to be 240 or more.
  • the yield strength or tensile strength decreases. The reason for this is not necessarily clarified, but can probably be considered as follows.
  • fine carbides such as cementite and film-like retained austenite are lath. Exists at the boundary of the dislocation and may become an additional barrier to dislocation movement.
  • the lower limit of the number of laths is preferably 245 or more, and more preferably 250 or more.
  • the upper limit of the number of laths is approximately 600 or less.
  • Martensite in the metal structure is a base structure of the high-strength steel plate of the present embodiment. Yield strength and tensile strength can be increased by setting the martensite to 93 volume% or more with respect to the entire metal structure. When martensite is less than 93% by volume, other soft structures start plastic deformation with low stress, and yield strength decreases.
  • the lower limit of martensite is preferably 94% by volume or more, and more preferably 95% by volume or more.
  • the upper limit of martensite is approximately 99% by volume or less.
  • Martensite includes tempered martensite and self-annealed martensite, but if excessively tempered, the number of laths per total length of 300 ⁇ m is less than 240, so it is included in the martensite targeted in this embodiment. I can't.
  • C (C: 0.200 to 0.280%) C is an element necessary for ensuring the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the C amount is preferably 0.205% or more, and more preferably 0.210% or more.
  • the upper limit of the C amount is 0.280% or less.
  • the upper limit of the C amount is preferably 0.270% or less, and more preferably 0.260% or less. More preferably, it is 0.250% or less, More preferably, it is 0.240% or less.
  • Si (Si: 0.40 to 1.50%) Si is known as a solid solution strengthening element, and is an element that effectively acts to improve tensile strength while suppressing a decrease in ductility. Moreover, it is thought that it is effective in suppressing the excessive tempering of a martensite and ensuring a fine lath. In order to effectively exhibit such an effect, the Si amount needs to be 0.40% or more.
  • the lower limit of the Si amount is preferably 0.50% or more, more preferably 0.60% or more. More preferably, it is 0.70% or more, More preferably, it is 0.80% or more.
  • the upper limit of the Si amount is set to 1.50% or less.
  • the upper limit of the Si amount is preferably 1.40% or less, and more preferably 1.30% or less.
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet, and is necessary to suppress the formation of ferrite and bainite and to have a targeted martensite-based structure.
  • the amount of Mn needs to be 2.00% or more.
  • the lower limit of the amount of Mn is preferably 2.05% or more, more preferably 2.10% or more.
  • the upper limit of the Mn amount is 3.00% or less.
  • the upper limit of the amount of Mn is preferably 2.90% or less, and more preferably 2.80% or less. More preferably, it is 2.70% or less, More preferably, it is 2.60% or less.
  • P is an element inevitably contained, and is an element that segregates at the grain boundary and promotes grain boundary embrittlement, and it is recommended to reduce it as much as possible in order to avoid breakage during processing. Therefore, the P content is 0.015% or less.
  • the upper limit of the amount of P is preferably 0.013% or less, more preferably 0.010% or less. Note that P is an impurity inevitably mixed in the steel, and it is impossible to make the amount 0% in industrial production.
  • S is an element inevitably contained in the same manner as P, and it is recommended that the amount of S be reduced as much as possible in order to generate inclusions and avoid breakage during processing. Therefore, the S amount is 0.0050% or less.
  • the upper limit of the amount of S is preferably 0.0040% or less, and more preferably 0.0030% or less. Note that S is an impurity inevitably mixed in the steel, and it is impossible to make the amount 0% in industrial production.
  • Al 0.015-0.060%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to exert such an action effectively, the Al content needs to be 0.015% or more.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.025% or more, more preferably 0.030% or more.
  • the upper limit of the Al amount is 0.060% or less.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.055% or less, more preferably 0.050% or less.
  • Cr 0.20 to 0.80%
  • Cr is necessary to suppress the formation of ferrite and bainite and to have a targeted martensite-based structure. Moreover, it is thought that it has the effect which suppresses excessive tempering of a martensite and makes a lath fine.
  • the Cr amount needs to be 0.20% or more.
  • the lower limit of the Cr amount is preferably 0.25% or more, and more preferably 0.30% or more.
  • the upper limit of the Cr amount is set to 0.80% or less.
  • the upper limit of the Cr amount is preferably 0.75% or less, and more preferably 0.70% or less.
  • Ti is an element that improves the strength of the steel sheet by forming carbides and nitrides. Further, it is an element that is also effective in effectively exhibiting the hardenability improving effect by B described later. That is, Ti reduces N in steel by forming a nitride, and as a result, formation of B nitride is suppressed, B becomes a solid solution state, and the effect of improving hardenability by B can be effectively exhibited. Thus, Ti contributes to increasing the strength of the steel sheet by improving the hardenability. In order to exhibit such an effect effectively, the Ti amount needs to be 0.015% or more. The lower limit of the Ti amount is preferably 0.018% or more, and more preferably 0.020% or more.
  • the upper limit of Ti content is 0.080% or less.
  • the upper limit of the Ti amount is preferably 0.070% or less, more preferably 0.060% or less, and still more preferably 0.050% or less. Even more preferably, it is 0.040% or less.
  • B has the effect of improving the hardenability and suppressing the formation of ferrite and bainite. Thereby, it is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet.
  • the amount of B needs to be 0.0010% or more.
  • the lower limit of the amount of B is preferably 0.0012% or more, and more preferably 0.0014% or more. However, if the amount of B becomes excessive, the effect is saturated and the cost only increases, so the amount of B is made 0.0040% or less.
  • the upper limit of the amount of B is preferably 0.0030% or less.
  • the basic components of the high-strength steel plate of this embodiment are as described above, and the balance is substantially iron.
  • impurities that are inevitably brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing facilities, etc. are contained in the steel.
  • Such inevitable impurities include, for example, N and O in addition to the above-described P and S, and these are preferably in the following ranges, respectively.
  • N (N: 0.0100% or less) N is unavoidably present as an impurity element and may cause cracking during processing.
  • the N content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0060% or less, and still more preferably 0.0050% or less. The smaller the amount of N, the better. However, it is difficult to achieve 0% in industrial production.
  • O is unavoidably present as an impurity element and may cause cracking during processing.
  • the O content is preferably 0.0020% or less, more preferably 0.0015% or less, and still more preferably 0.0010% or less. The smaller the amount of O, the better. However, it is difficult to achieve 0% in industrial production.
  • elements such as Cu, Ni, Cr, Mo, V, Nb, and Ca may be included in the following ranges as necessary, and the types of elements contained Accordingly, the properties of the steel sheet are further improved. These elements can be contained alone or in appropriate combination within the following ranges.
  • Cu is an element effective for improving the corrosion resistance of the steel sheet, and may be contained as necessary.
  • the effect increases as the content increases, but in order to effectively exhibit the above effect, the Cu content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the amount of Cu is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • Ni is an element effective for improving the corrosion resistance of the steel sheet, and may be contained as necessary.
  • the effect increases as the content increases, but in order to effectively exhibit the above effect, the Ni content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • Mo over 0%, 0.30% or less
  • Mo is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. The effect increases as the content increases, but in order to effectively exhibit the above effect, the Mo amount is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.05% or more. However, when the amount of Mo becomes excessive, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, the upper limit of the Mo amount is preferably 0.30% or less, more preferably 0.25% or less, and still more preferably 0.20% or less.
  • V is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary.
  • the effect increases as the content increases, but in order to effectively exhibit the above effect, the V content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • the upper limit of the V amount is preferably 0.30% or less, more preferably 0.25% or less, still more preferably 0.20% or less, and even more preferably 0.15% or less. It is.
  • Nb is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. The effect increases as the content increases, but in order to effectively exhibit the above effect, the Nb content is preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more. However, when the amount of Nb is excessive, bendability is deteriorated. Therefore, the upper limit of the Nb amount is preferably 0.040% or less, more preferably 0.035% or less, and still more preferably 0.030% or less.
  • Ca is an element effective for spheroidizing the sulfides in steel and enhancing the bendability, and may be contained as necessary.
  • the effect increases as the content increases, but in order to effectively exhibit the above effect, the Ca content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less, and still more preferably 0.0025% or less.
  • the high-strength steel sheet of the present embodiment that satisfies the above requirements should appropriately control the annealing process after cold rolling, particularly in each process of hot rolling, cold rolling and annealing (heating, soaking and cooling). Can be manufactured.
  • the conditions for manufacturing the high-strength steel sheet of this embodiment will be described in the order of hot rolling, cold rolling, and subsequent annealing.
  • the conditions for hot rolling are, for example, as follows.
  • the heating temperature before hot rolling is preferably 1200 ° C. or higher. This heating temperature is more preferably 1250 ° C. or higher. However, if the heating temperature before hot rolling becomes too high, the cost increases. Therefore, the upper limit of the heating temperature before hot rolling is preferably 1350 ° C. or less, more preferably 1300 ° C. or less.
  • the finish rolling temperature of hot rolling is low, deformation resistance during rolling increases and operation may become difficult. Therefore, the finish rolling temperature is preferably 850 ° C. or higher. The finish rolling temperature is more preferably 870 ° C. or higher. However, if the finish rolling temperature is too high, there is a risk of scratches due to scale. Therefore, the upper limit of the finish rolling temperature is preferably 980 ° C. or less, and more preferably 950 ° C. or less.
  • the average cooling rate from finish rolling to winding in hot rolling is preferably 10 ° C./second or more, more preferably 20 ° C./second or more in consideration of productivity. On the other hand, if the average cooling rate becomes too fast, it may become hard and subsequent cold rolling may be difficult. Therefore, the average cooling rate is preferably 100 ° C./second or less, more preferably 50 ° C./second or less.
  • the hot rolling coiling temperature is preferably 620 ° C. or higher, more preferably 630 ° C. or higher, and further preferably 640 ° C. or higher.
  • the winding temperature is preferably 750 ° C. or lower, more preferably 700 ° C. or lower.
  • Rolling ratio during cold rolling 10% or more, 70% or less
  • the hot-rolled steel sheet is pickled for scale removal and subjected to cold rolling.
  • the rolling rate during cold rolling (synonymous with “rolling rate”) is less than 10%, it becomes difficult to secure a predetermined thickness tolerance.
  • the thickness of the steel sheet In order to obtain a steel sheet with a predetermined thickness, the thickness of the steel sheet must be reduced in the hot rolling process, and if the thickness is reduced in the hot rolling process, the steel sheet length increases, so that pickling takes time and productivity is reduced. To do. Therefore, the rolling rate during cold rolling is preferably 10% or more. More preferably, it is 20% or more, More preferably, it is 25% or more.
  • the upper limit of the rolling rate during cold rolling is preferably 70% or less. More preferably, it is 65% or less, More preferably, it is 60% or less.
  • the annealing process after cold rolling is also appropriately controlled.
  • this annealing step the following (a) soaking step at 900 ° C. or higher after heating, (b) a first cooling step from 900 ° C. to 540 ° C. performed following the step (a), c) a second cooling step from 540 ° C. to 440 ° C. performed following the step (b), (d) a third cooling step from 440 ° C. to 280 to 230 ° C., (e) from 230 ° C.
  • a fourth cooling step up to 50 ° C. or lower is basically included.
  • the high-strength steel plate of the present embodiment includes those having a hot dip galvanized steel plate or an alloyed hot dip galvanized steel plate on the surface thereof.
  • the immersion treatment in molten zinc and the subsequent alloying heat treatment of zinc and iron may be performed.
  • the soaking temperature is less than 900 ° C., soft ferrite that reduces yield strength and tensile strength may be generated. Therefore, the lower limit of the temperature is 900 ° C. or higher.
  • it is 905 degreeC or more, More preferably, it is 910 degreeC or more.
  • uniform-heating temperature is not provided in particular, in order to deteriorate productivity, it is preferable that it is 1000 degrees C or less. More preferably, it is 980 degrees C or less, More preferably, it is 960 degrees C or less.
  • the holding time at 900 ° C. or higher is set to 10 seconds or longer. Preferably it is 15 seconds or more, More preferably, it is 20 seconds or more. Although there is no particular upper limit for the holding time, it is preferably 200 seconds or shorter, more preferably 100 seconds or shorter, because productivity deteriorates.
  • the average cooling rate in the 1st cooling process from 900 degreeC to 540 degreeC shall be 10 degreeC / second or more and 50 degrees C / second or less.
  • this average cooling rate is less than 10 ° C./second, the possibility of forming ferrite increases, and it becomes difficult to secure desired yield strength and tensile strength. Therefore, the average cooling rate needs to be 10 ° C./second or more, preferably 11 ° C./second or more, and more preferably 12 ° C./second or more.
  • the average cooling rate exceeds 50 ° C./second, it becomes difficult to control the steel plate temperature, and the equipment cost increases. Therefore, the upper limit of the average cooling rate needs to be 50 ° C./second or less, preferably 40 ° C./second or less, more preferably 30 ° C./second or less.
  • the average cooling rate to the cooling stop temperature in the second cooling step at 540 ° C. or lower needs to be 0.5 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the second cooling step is less than 0.5 ° C./second, there is a concern about an increase in bainite. Therefore, the average cooling rate is 0.5 ° C./second or more. It is preferably 0.8 ° C./second or more.
  • the upper limit of an average cooling rate is not specifically provided, since it is necessary to raise the capability of an installation remarkably, 50 degrees C / sec or less is preferable. More preferably, it is 40 degrees C / second or less, More preferably, it is 30 degrees C / second or less.
  • the cooling stop temperature in the second cooling step needs to be 440 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature in the second cooling step is less than 440 ° C., the yield strength and the tensile strength are reduced due to an increase in bainite. Therefore, the lower limit of the cooling stop temperature in the second cooling step is set to 440 ° C. or higher.
  • it is 445 degreeC or more, More preferably, it is 450 degreeC or more.
  • FIG. 1 three types of cooling patterns in the first cooling step are shown, but this indicates that any cooling pattern may be used as long as the above average cooling rate can be secured. .
  • an average cooling rate of 0.5 ° C./second or more can be secured.
  • the average cooling rate including immersion treatment in the plating bath ⁇ alloying heat treatment needs to satisfy the above conditions.
  • the steel plate temperature before immersion in the plating bath is preferably in the range of more than 440 ° C. to 480 ° C. or less.
  • the temperature (alloying heat treatment temperature) needs to be 440 ° C. or higher and 540 ° C. or lower in order to ensure the plating performance. If this temperature is less than 440 ° C., the diffusion of galvanizing and iron becomes insufficient, and an alloyed hot-dip galvanized layer cannot be generated. Therefore, the lower limit of the alloying heat treatment temperature is set to 440 ° C. or higher. Preferably it is 445 degreeC or more, More preferably, it is 450 degreeC or more.
  • the average cooling rate to the cooling stop temperature in the third cooling step needs to be 5.0 ° C./second or more. If the average cooling rate in the third cooling step is less than 5.0 ° C./sec, an increase in bainite is a concern. Moreover, even if the generation of bainite is suppressed, the distribution of carbon from martensite generated after passing through the Ms point to the retained austenite proceeds to stabilize and reduce the amount of transformation to martensite. As a result, since it becomes easy to contain retained austenite exceeding 7%, the average cooling rate is set to 5.0 ° C./second or more.
  • the Ms point is a temperature at which martensite starts to transform, and is based on the chemical composition of the steel sheet based on the following formula (I) described in “Steel Material” (published by the Japan Institute of Metals, p. 45). It can be obtained simply. In addition, [] in following formula (I) has shown content (mass%) of each element, and the element which is not contained in a steel plate is calculated as 0%.
  • Ms point (° C.) 550-361 [C] -39 [Mn] -35 [V] -20 [Cr] -17 [Ni] -10 [Cu] -5 ([Mo] + [W]) + 15 [ Co] +30 [Al] (I)
  • the average cooling rate is preferably 15.0 ° C./second or more, more preferably 20 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate at this time is not particularly provided, but in order to increase the average cooling rate excessively, it is necessary to remarkably increase the facility capacity. Therefore, it is preferably 50 ° C./second or less. More preferably, it is 40 degrees C / second or less, More preferably, it is 30 degrees C / second or less.
  • the cooling stop temperature in the third cooling step needs to be 230 ° C. or higher and 280 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature in the third cooling step is less than 230 ° C., the martensite self-tempering becomes excessive, and the number of laths in the martensite is reduced, which may reduce the tensile strength. Therefore, the lower limit of the cooling stop temperature in the third cooling step is 230 ° C. or higher.
  • it is 240 degreeC or more, More preferably, it is 250 degreeC or more.
  • the upper limit of the cooling stop temperature in the third cooling step is 280 ° C. or less.
  • it is 275 degrees C or less, More preferably, it is 270 degrees C or less.
  • the average cooling rate from 230 ° C. to a cooling stop temperature of 50 ° C. or lower is preferably 3.0 ° C./second or lower.
  • the cooling stop temperature in the said 3rd cooling process is higher than 230 degreeC, the average cooling rate from the cooling stop temperature in a 3rd cooling process to 230 degreeC is not ask
  • the average cooling rate in the fourth cooling step is higher than 3.0 ° C./second, the retained austenite becomes less than 1% by volume, and the effect as a dislocation movement barrier is hardly exhibited. Therefore, the average cooling rate is set to 3.0 ° C./second or less. Preferably it is 2.5 degrees C / second or less, More preferably, it is 2.0 degrees C / second or less. In addition, although the minimum in particular of the average cooling rate at this time is not provided, since productivity deteriorates, it is preferable that it is 0.05 degreeC / second or more. More preferably, it is 0.10 ° C./second or more.
  • the high-strength steel plate of this embodiment is not limited to what was obtained by said manufacturing method.
  • the high-strength steel plate of this embodiment may be obtained by other manufacturing methods as long as the constituent requirements defined in the present invention are satisfied.
  • the chemical component composition is adjusted as described above, and martensite: 93% by volume or more, bainite: 2% by volume or less, and retained austenite: 7% by volume or less with respect to the entire metal structure.
  • a high-strength steel sheet having a total length of 300 ⁇ m measured by a cutting method with 240 or more laths and a tensile strength of 1470 MPa or more.
  • Such a high-strength steel sheet has a tensile strength of 1470 MPa or more and a yield strength of 1000 MPa or more.
  • the tensile strength in the high-strength steel plate of this embodiment is preferably 1500 MPa or more, and more preferably 1550 MPa or more. Higher tensile strength is better, and the upper limit is not particularly limited, but is usually about 1800 MPa.
  • the yield strength is preferably 1020 MPa or more, more preferably 1040 MPa or more. Higher yield strength is better, and the upper limit is not particularly limited, but is usually about 1400 MPa.
  • the high-strength steel sheet of this embodiment has sufficiently high yield strength and tensile strength even without temper rolling, but higher tempering strength can be achieved by temper rolling.
  • a hot dip galvanized layer (GI: Hot Dip-Galvanized) or an alloyed hot dip galvanized layer (GA) may be provided on the surface of the high-strength steel plate of the present embodiment. That is, the present invention also includes a high-strength hot-dip galvanized steel sheet and a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet that have a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the high-strength steel sheet.
  • the kind of galvanized layer at this time is not particularly limited, and the plated layer may contain an alloy element.
  • the galvanized layer is coated on one side or both sides of the steel plate.
  • the high-strength steel sheet according to one aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.200 to 0.280%, Si: 0.40 to 1.50% or less, Mn: 2.00 to 3.00%, P : More than 0%, 0.015% or less, S: more than 0%, 0.0050% or less, Al: 0.015 to 0.060%, Cr: 0.20 to 0.80%, Ti: 0.015 -0.080%, B: 0.0010-0.0040%, respectively, the balance is iron and inevitable impurities, Martensite is 93 volume% or more with respect to the whole metal structure, ferrite, pearlite, and bainite are 2 volume% or less in total, residual austenite is 7 volume% or less, and the metal structure is scanned with a scanning electron microscope The number of laths in the martensite measured with a cutting method with a total length of 300 ⁇ m in the image observed in (2) is 240 or more, and the tensile strength is 1470 MPa or more.
  • a high-strength steel sheet having a yield strength of 1000 MPa or more can be realized at a high strength level of 1470 MPa or more.
  • the high-strength steel sheet is further, by mass, Cu: more than 0%, 0.30% or less, Ni: more than 0%, 0.30% or less, Mo: more than 0%, 0.30% or less. V: more than 0%, 0.30% or less, Nb: more than 0%, 0.040% or less, and Ca: more than 0%, 0.0050% or less. Is also useful, and the properties of the high-strength cold-rolled steel sheet are further improved according to the type of element contained.
  • a high-strength galvanized steel sheet according to another aspect of the present invention is characterized by having a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the high-strength steel sheet as described above.
  • the “-” column means that no addition is made, and the “ ⁇ ” column means that it is less than the measurement limit.
  • P, S, N, and O are inevitable impurities as described above, and the values shown in the columns of P, S, N, and O mean the amounts inevitably included.
  • the balance contains iron and inevitable impurities other than the inevitable impurities shown above.
  • heat treatments 1 to 3 having a heat pattern shown in FIGS. Specifically, for steel types A and B, heat treatments 1 to 3 were performed. For other steel types C, heat treatment 1 was performed.
  • Tables 2 to 4 Detailed data in the heat treatment shown in FIGS. 3 to 5 are shown in Tables 2 to 4 below. That is, the heat pattern shown in FIG. 3 is based on the data shown in Table 2 below (heat treatment 1), and the heat pattern shown in FIG. 4 is based on the data shown in Table 3 below ( Heat treatment 2) and the heat pattern shown in FIG. 5 are based on the data shown in Table 4 below (heat treatment 3). “S” shown in FIGS. 3 to 5 means “second”. Tables 2 to 4 show the corresponding steps [(a) to (e)] of FIG.
  • step (c) shown in FIG. 1 the hot dip galvanizing treatment and the alloying heat treatment are not performed in the second cooling step [step (c) shown in FIG. 1].
  • the “steps” shown in the following Tables 2 to 4 indicate the actual measurement positions sequentially showing the numerical values (set temperature, cooling rate) corresponding to FIGS. 3 to 5.
  • Tables 2 to 4 are shown.
  • the volume ratio of martensite, the volume ratio of bainite, the volume ratio of retained austenite, the number of laths per total length of 300 ⁇ m, and the tensile properties were measured according to the following procedure.
  • Residual austenite is a 1.4 mm ⁇ 20 mm ⁇ 20 mm test piece cut out from the annealed steel plate, ground to 1/4 part of the plate thickness, then chemically polished and then subjected to residual austenite (hereinafter, referred to as X-ray diffraction method).
  • the volume fraction of “remaining ⁇ ” was measured (ISIJ Int. Vol. 33. (1993), No. 7, P. 776).
  • a two-dimensional micro part X-ray diffractometer “RINT-PApid II” (trade name: manufactured by Rigaku Corporation) is used, and the measuring surface is around 1/4 part of the plate thickness. Co was used as the target, and the number of measurements was once for each test.
  • FIG. 6 shows an example of a metal structure showing bainite and martensite.
  • retained austenite and other structures are measured by different methods, and therefore the total of these structures is necessarily 100% by volume. Not exclusively. Therefore, in determining the volume fractions of bainite and martensite, adjustment was performed so that the total of all the structures became 100% by volume. Specifically, the fraction of bainite and martensite measured by the point method is proportionally distributed from the 100% by volume to the value obtained by subtracting the fraction of retained austenite measured by the X-ray diffraction method. Finally, each volume fraction of bainite and martensite was determined.
  • the number of laths measured for a total length of 300 ⁇ m was obtained by photographing a cross section parallel to the rolling direction at 1 ⁇ 4 part of the thickness of a steel plate subjected to nital corrosion at a magnification of 3000 times with FE-SEM, and cutting the total length of 300 ⁇ m by a cutting method. It is measured.
  • the cutting method is usually a method for measuring the particle diameter (JIS G 0551: 2013), but in this example, it was applied as a method for measuring the number of laths.
  • the lath was an SEM image of a steel plate that had been subjected to nital corrosion, taken at a magnification of 3000 times with an FE-SEM, and was defined as an area of 1 ⁇ m or more in the white part.
  • the state when the number of laths is measured by the cutting method is schematically shown in FIG. 2 [FIG. 2 (a), FIG. 2 (b)].
  • the tensile strength TS was 1470 MPa or more, and the yield strength (0.2% yield strength ⁇ 0.2 ) was 1000 MPa or more.
  • Test No. Nos. 4 and 7 are examples manufactured using the steel types (steel types B and C in Table 1) satisfying the chemical composition defined in the present invention under appropriate heat treatment conditions (heat treatment 1 shown in FIG. 3).
  • the fraction of each structure in the metal structure and the number of laths per 300 ⁇ m in total length are appropriately adjusted, the yield strength (0.2% yield strength ⁇ 0.2 ) is 1000 MPa or more, and the tensile strength TS is It can be seen that the acceptance criteria of 1470 MPa or more are satisfied.
  • Reference numerals 1 to 3, 5, and 6 are comparative examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and do not satisfy any of the characteristics of the steel sheet.
  • test no. 1 is an example using a steel type (steel type A in Table 1) which was manufactured under appropriate heat treatment conditions (heat treatment 1 shown in FIG. 3) but does not satisfy the chemical composition defined in the present invention.
  • steel type A in Table 1 which was manufactured under appropriate heat treatment conditions (heat treatment 1 shown in FIG. 3) but does not satisfy the chemical composition defined in the present invention.
  • bainite since a steel type not containing Cr is used, bainite is excessive, and the number of laths per 300 ⁇ m in total length is reduced, resulting in a decrease in yield strength.
  • Test No. No. 2 is an example manufactured using an unsuitable heat treatment condition (heat treatment 2 shown in FIG. 4) using a steel type that does not satisfy the chemical composition defined in the present invention (steel A in Table 1).
  • heat treatment 2 shown in FIG. 4 a steel type that does not satisfy the chemical composition defined in the present invention
  • steel A in Table 1 a steel type not containing Cr is used, and the average cooling rate in the third cooling step [step (d) shown in FIG. 1] is not 5.0 ° C./second or more ( Steps 6 to 13) of Table 3, the amount of retained austenite increased, and the yield strength and tensile strength TS decreased.
  • Test No. 3 is an example in which a steel type that does not satisfy the chemical composition defined in the present invention (steel type A in Table 1) is used and is manufactured under inappropriate heat treatment conditions (heat treatment 3 shown in FIG. 5).
  • a steel type not containing Cr is used, and the cooling stop temperature in the third cooling step [step (d) shown in FIG. 1] is 100 ° C. (step 9 in Table 4).
  • the number of laths per 300 ⁇ m in total length decreased, the tensile strength TS decreased.
  • test no. 5 and 6 use a steel type (steel type B in Table 1) that satisfies the chemical composition defined in the present invention, but the heat treatment conditions are outside the appropriate range (heat treatment 2 shown in FIG. 4, FIG. Heat treatment 3) shown in 5), the desired characteristics are not obtained.
  • test no. 5 is an example in which the average cooling rate in the third cooling step [step (d) shown in FIG. 1] is not 5.0 ° C./second or more (steps 6 to 13 in Table 4), Residual austenite increased, yield strength and tensile strength TS decreased.
  • Test No. 6 is an example in which the cooling stop temperature in the third cooling step [step (d) shown in FIG. 1] is set to 100 ° C. (step 9 in Table 4), and the number of laths per 300 ⁇ m in total length is small. As a result, the tensile strength TS decreased.
  • the present invention has wide industrial applicability in the technical fields related to steel plates, galvanized steel plates and methods for producing them, and structural parts such as automobiles.

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Abstract

本発明の一局面に関する高強度鋼板は、所定の化学成分組成を満足し、金属組織全体に対して、マルテンサイトが９３体積％以上であり、フェライト、パーライトおよびベイナイトが合計で２体積％以下であり、残留オーステナイトが７体積％以下であり、且つ前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、総長３００μｍを切断法にて測定したマルテンサイト中のラスの個数が２４０個以上であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上であることを特徴とする。

Description

高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
　本発明は、高強度鋼板、および高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板に関する。
　自動車の構造用部材に用いられる鋼板には、燃費改善を実現するため、より高強度であることが求められる。また高強度鋼板を自動車の構造用部材に適用する場合、衝突安全性の観点から、強度鋼板には衝撃吸収エネルギーが高いことが要求される。
　高強度鋼板の引張強さＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が高く、且つ０．２％耐力σ0.2または上降伏点ＵＹＰ（Ｕｐｐｅｒ　Ｙｉｅｌｄ　Ｐｏｉｎｔ）が高いほど、衝撃吸収エネルギーが高くなることが知られている。こうしたことから、自動車の構造用部材に適用される鋼板には、引張強さＴＳが１４７０ＭＰａ以上で、且つ０．２％耐力または上降伏点ＵＹＰが１０００ＭＰａ以上であることが求められている。以下では、上記引張強さＴＳを「引張強さ」に、０．２％耐力または上降伏点ＵＹＰを「降伏強度」に、それぞれ略記することがある。
　上記のような要求特性のうち、高強度鋼板の引張強さを向上させる技術として、例えば特許文献１のような技術が提案されている。この特許文献１には、オートテンパードマルテンサイト、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトのそれぞれの分率を制御し、オートテンパードマルテンサイト中の鉄系炭化物のサイズと析出個数を規定することで、引張強さと加工性を改善できることが開示されている。
　しかしながらこの技術では、引張強さおよび加工性について検討されているに留まり、降伏強度については、考慮されていない。また、この技術では、降伏強度は０．３％の調質圧延後に測定されている。調質圧延によって降伏強度を高めることができるが、１４７０ＭＰａ以上の超高強度鋼板の場合、必ずしも調質圧延で十分な伸び率を確保することができない場合もある。
　本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、引張強さが１４７０ＭＰａ以上の高強度レベルにおいて、降伏強度が１０００ＭＰａ以上である高強度鋼板、およびこのような高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板を提供することにある。
特許第５３６５２１６号公報
　本発明の一局面に関する高強度鋼板は、
　質量％で、
　Ｃ　：０．２００～０．２８０％、
　Ｓｉ：０．４０～１．５０％以下、
　Ｍｎ：２．００～３．００％、
　Ｐ　：０％超、０．０１５％以下、
　Ｓ　：０％超、０．００５０％以下、
　Ａｌ：０．０１５～０．０６０％、
　Ｃｒ：０．２０～０．８０％、
　Ｔｉ：０．０１５～０．０８０％、
　Ｂ　：０．００１０～０．００４０％、
をそれぞれ含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
　金属組織全体に対して、マルテンサイトが９３体積％以上であり、フェライト、パーライトおよびベイナイトが合計で２体積％以下であり、残留オーステナイトが７体積％以下であり、
　前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、総長３００μｍを切断法にて測定したマルテンサイト中のラスの個数が２４０個以上であり、かつ
　引張強さが１４７０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
図１は、焼鈍工程のヒートパターンを示す模式図である。 図２は、切断法でラスの個数を計測するときの説明図である。 図３は、実施例における熱処理１でのヒートパターンを示す模式図である。 図４は、実施例における熱処理２でのヒートパターンを示す模式図である。 図５は、実施例における熱処理３でのヒートパターンを示す模式図である。 図６は、本実施形態の高強度鋼板における組織の一例を示す図面代用顕微鏡写真である。
　本発明者らは、引張強さが１４７０ＭＰａ以上で、且つ高い降伏強度を備える高強度鋼板を提供するため、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの量、更にはベイナイトとマルテンサイトの下部組織であるラスに着目して鋭意検討を重ねてきた。

　その結果、鋼板の化学成分組成、マルテンサイトの体積率、ベイナイト等（フェライトおよびパーライトも含む）の体積率、残留オーステナイトの体積率、および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察した像（以下、「ＳＥＭ像」と呼ぶことがある）において、総長３００μｍを切断法にて測定したマルテンサイト中のラスの個数を、それぞれ後述するように規定すれば、上記目的が達成されることを見出し、当該知見に基づいてさらに研究を重ねることにより本発明を完成した。なお、以下で「高強度」と呼ぶときは、「引張強さが１４７０ＭＰａ以上の強度レベル」の趣旨で用いる。

　ラスとは、マルテンサイトの下部組織である。マルテンサイトの構造は、重層的になっており、一つの旧オーステナイト粒内に、同じ晶癖面を持つ粒の集合であるパケットが複数存在し、それぞれのパケット内部には、平行な帯状領域であるブロックが存在し、更にそれぞれのブロックにはほぼ同じ結晶方位で高密度の転移を含んだマルテンサイト結晶であるラスの集合が存在している。　

　本発明で規定する、総長３００μｍを切断法で測定したマルテンサイト中のラスの個数（以下、「総長３００μｍ当たりのラスの個数」と呼ぶことがある）は、ナイタール腐食を施した鋼板の板厚１／４部において、圧延方向と平行となる断面を、ＦＥ－ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）での３０００倍で撮影し、総長３００μｍ分を切断法にて測定した個数である。

　本発明者らは、マルテンサイト中のラスが降伏強度や引張強さに影響を与えると考え、鋭意研究を重ねた。その結果、総長３００μｍ当たりのラスの個数について後述する要件を満足することが、高い降伏強度と引張強さのいずれをも達成するために重要であることが判明した。以下、本発明の実施の形態について、詳細に説明する。
　［総長３００μｍ当たりのラスの個数：２４０個以上］
　本実施形態の高強度鋼板では、総長３００μｍ当たりのラス数が２４０個以上であることが必要である。ラスの個数が２４０個未満となると、降伏強度、もしくは引張強さが低下する。その理由については必ずしも明らかにした訳ではないが、おそらく次のように考えることができる。まず、ラスとラスの境界が転位の運動を妨げて、降伏強度を高める効果を有することに加えて、本実施形態の化学成分系では微細なセメンタイト等の鉄系炭化物やフィルム状残留オーステナイトがラスの境界に存在し、転位の運動に更なる障壁になる可能性がある。以上より、所定長さ当たりのラスが多くあった方が、降伏強度も引張強さも高くなると考えられる。前記ラスの個数の下限は、好ましくは２４５個以上であり、より好ましくは２５０個以上である。ラスの個数の上限については、概ね６００個以下である。
　［マルテンサイト：９３体積％以上］
　金属組織中のマルテンサイトは、本実施形態の高強度鋼板の基地組織である。このマルテンサイトを、金属組織全体に対して９３体積％以上とすることで、降伏強度および引張強さを高くできる。マルテンサイトが９３体積％未満となると、他の軟質な組織が低応力で塑性変形を開始してしまい、降伏強度が低くなる。マルテンサイトの下限は、好ましくは９４体積％以上であり、より好ましくは９５体積％以上である。マルテンサイトの上限は、概ね９９体積％以下である。マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト、自己焼鈍マルテンサイトを含むが、過度に焼戻しされると、総長３００μｍ当たりのラスの個数が２４０個未満になるので、本実施形態で対象とするマルテンサイトには含まれない。
　［フェライト、パーライトおよびベイナイト：合計で２体積％以下］
　基地組織であるマルテンサイトに比べて、これらの組織は軟質であり、これらの組織が増加すると、低応力でこれらの組織自体が塑性変形を開始してしまい、降伏強度および引張強さが低くなる。こうした観点から、フェライト、パーライトおよびベイナイトは、金属組織全体に対して合計で２体積％以下とする必要がある。これらの組織の上限は、好ましくは１．５体積％以下であり、より好ましくは１．０体積％以下である。ベイナイトの下限は、０体積％であってもよい。以下では、特に断りのない限り、フェライト、パーライトおよびベイナイトを、「ベイナイト」で代表する。
　［残留オーステナイト：７体積％以下］
　金属組織中の残留オーステナイトについては、金属組織全体に対して、７体積％以下とする必要がある。ラス境界に存在する少量のフィルム状残留オーステナイトは、転位の移動を抑制することで、引張強さや降伏強度を高める効果を有する可能性がある。しかし、残留オーステナイトそのものはマルテンサイト組織に比べて軟質であるため、フィルム状であっても過剰に存在すると降伏強度および引張強さとも低下する。こうした観点から、残留オーステナイトは７体積％以下とする必要がある。残留オーステナイトの上限は、好ましくは６体積％以下であり、より好ましくは５体積％以下である。残留オーステナイトの下限は、概ね１体積％以上である。
　本実施形態の高強度鋼板では、上記のようにラスの個数と、マルテンサイト体積率、ベイナイト体積率、残留オーステナイト体積率を規定することに加えて、鋼板の化学成分組成も適切に規定する必要がある。これらの範囲設定理由は、下記の通りである。なお、下記化学成分組成における「％」は、いずれも「質量％」を意味する。
　（Ｃ：０．２００～０．２８０％）
　Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が不足すると、鋼板の引張強さが低下する。そのためＣ量は０．２００％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．２０５％以上であり、より好ましくは０．２１０％以上である。しかしながら、Ｃが過剰に添加されると、残留オーステナイトの体積率が７体積％よりも増大し、降伏強度の低下を招く恐れがある。そこで、Ｃ量の上限を０．２８０％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．２７０％以下であり、より好ましくは０．２６０％以下である。更に好ましくは０．２５０％以下であり、更により好ましくは０．２４０％以下である。
　（Ｓｉ：０．４０～１．５０％）
　Ｓｉは、固溶強化元素として知られており、延性の低下を抑えつつ、引張強さを向上させることに有効に作用する元素である。また、マルテンサイトの過度の焼戻しを抑制し、微細なラスを確保するのに効果があると考えられる。このような効果を有効に発揮させるために、Ｓｉ量は０．４０％以上とする必要がある。Ｓｉ量の下限は、好ましくは０．５０％以上であり、より好ましくは０．６０％以上である。更に好ましくは０．７０％以上であり、更により好ましくは０．８０％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、残留オーステナイト体積率が増大し、降伏強度の低下を招く恐れがある。そのためＳｉ量の上限を１．５０％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは１．４０％以下であり、より好ましくは１．３０％以下である。
　（Ｍｎ：２．００～３．００％）
　Ｍｎは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、フェライトやベイナイトの生成を抑制し、狙いとするマルテンサイト主体の組織とするために必要である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｍｎ量は２．００％以上とする必要がある。Ｍｎ量の下限は、好ましくは２．０５％以上であり、より好ましくは２．１０％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、スラブ折損、冷間圧延荷重の増大等を招くおそれがある。そのためＭｎ量の上限を３．００％以下とする。Ｍｎ量の上限は、好ましくは２．９０％以下であり、より好ましくは２．８０％以下である。更に好ましくは２．７０％以下であり、更により好ましくは２．６０％以下である。
　（Ｐ：０％超、０．０１５％以下）
　Ｐは不可避的に含まれる元素であり、粒界に偏析して粒界脆化を助長する元素であり、加工時の破断等を回避するため、できるだけ低減することが推奨される。そのためＰ量は０．０１５％以下とする。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０１３％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｐは鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
　（Ｓ：０％超、０．００５０％以下）
　ＳもＰと同様に不可避的に含有する元素であり、介在物を生成し、加工時の破断等を回避するため、Ｓ量はできるだけ低減することが推奨される。そのためＳ量は、０．００５０％以下とする。Ｓ量の上限は、好ましくは０．００４０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。なお、Ｓは鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
　（Ａｌ：０．０１５～０．０６０％）
　Ａｌは脱酸剤として作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ａｌ量は０．０１５％以上とする必要がある。Ａｌ量の下限は、好ましくは０．０２５％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。しかしながら、Ａｌ量が過剰になると、鋼板中にアルミナなどの介在物が多く生成し、加工時に破断を招くおそれがある。そのため、Ａｌ量の上限を０．０６０％以下とする。Ａｌ量の上限は、好ましくは０．０５５％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
　（Ｃｒ：０．２０～０．８０％）
　Ｃｒは、フェライトやベイナイトの生成を抑制し、狙いとするマルテンサイト主体の組織とするために必要である。またマルテンサイトの過度の焼戻しを抑制しラスを微細にする効果を有していると考えられる。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒ量は０．２０％以上とする必要がある。Ｃｒ量の下限は、好ましくは０．２５％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、鋼板表面に溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきを形成したときに、不めっきが発生することがある。そのため、Ｃｒ量の上限は０．８０％以下とした。Ｃｒ量の上限は、好ましくは０．７５％以下であり、より好ましくは０．７０％以下である。
　（Ｔｉ：０．０１５～０．０８０％）
　Ｔｉは、炭化物や窒化物を形成して鋼板の強度を向上させる元素である。また後述するＢによる焼入れ性向上効果を有効に発揮させる上でも有効な元素である。すなわちＴｉは、窒化物を形成することによって鋼中Ｎを低減し、その結果Ｂ窒化物の形成が抑制され、Ｂが固溶状態となって、Ｂによる焼入れ性向上効果が有効に発揮できる。このように、Ｔｉは焼入れ性を向上させることにより、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉ量は０．０１５％以上とする必要がある。Ｔｉ量の下限は、好ましくは０．０１８％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
　しかしながら、Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ炭化物やＴｉ窒化物が過剰となり、加工時の割れを引き起こすことがある。そのため、Ｔｉ量の上限を０．０８０％以下とする。Ｔｉ量の上限は、好ましくは０．０７０％以下であり、より好ましくは０．０６０％以下であり、更に好ましくは０．０５０％以下である。更により好ましくは０．０４０％以下である。
　（Ｂ：０．００１０～０．００４０％）
　Ｂは、焼入れ性を向上させてフェライトやベイナイトの生成を抑制する効果がある。それにより鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｂ量は０．００１０％以上とする必要がある。Ｂ量の下限は、好ましくは０．００１２％以上であり、より好ましくは０．００１４％以上である。しかしながら、Ｂ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけであるため、Ｂ量は０．００４０％以下とする。Ｂ量の上限は、好ましくは０．００３０％以下である。
　本実施形態の高強度鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。ただし、原材料、資材、製造設備等の状況によって不可避的に持ち込まれる不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。こうした不可避不純物としては、上述したＰ、Ｓの他、例えば、Ｎ、Ｏ等が含まれ、これらは夫々以下の範囲であることが好ましい。
　（Ｎ：０．０１００％以下）
　Ｎは、不純物元素として不可避的に存在し、加工時の割れを引き起こすことがある。こうしたことからＮ量は０．０１００％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００６０％以下であり、更に好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ量は少なければ少ないほど好ましいが、０％にすることは工業生産上困難である。
　（Ｏ：０．００２０％以下）
　Ｏは、不純物元素として不可避的に存在し、加工時の割れを引き起こすことがある。こうしたことからＯ量は０．００２０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００１５％以下であり、更に好ましくは０．００１０％以下である。Ｏ量は少なければ少ないほど好ましいが、０％にすることは工業生産上困難である。
　本実施形態の高強度鋼板には、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ等の元素を以下に示す範囲で含有させてもよく、含有される元素の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。これらの元素は、それぞれ以下に示す範囲で、単独または適宜組み合わせて含有させることができる。
　（Ｃｕ：０％超、０．３０％以下）
　Ｃｕは、鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ｃｕ量は０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｃｕ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｃｕ量の上限は０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２０％以下であり、更に好ましくは０．１５％以下である。
　（Ｎｉ：０％超、０．３０％以下）
　Ｎｉは、鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ｎｉ量は０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｎｉ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｎｉ量の上限は０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１５％以下である。
　（Ｍｏ：０％超、０．３０％以下）
　Ｍｏは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ｍｏ量は０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｍｏ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｍｏ量の上限は０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２５％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下である。
　（Ｖ：０％超、０．３０％以下）
　Ｖは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ｖ量は０．０５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ｖ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｖ量の上限は、０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２５％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下であり、更により好ましくは０．１５％以下である。
　（Ｎｂ：０％超、０．０４０％以下）
　Ｎｂは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ｎｂ量は０．００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、Ｎｂ量が過剰になると、曲げ性を劣化させる。そのため、Ｎｂ量の上限は０．０４０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０３５％以下であり、更に好ましくは０．０３０％以下である。
　（Ｃａ：０％超、０．００５０％以下）
　Ｃａは、鋼中の硫化物を球状化し、曲げ性を高めることに有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ｃａ量は０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら、Ｃａ量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ｃａ量の上限は０．００５０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００３０％以下であり、更に好ましくは０．００２５％以下である。
　次に、本実施形態の高強度鋼板を製造する方法について説明する。
　上記要件を満足する本実施形態の高強度鋼板は、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍（加熱、均熱および冷却）の各工程において、特に冷間圧延後の焼鈍工程を適切に制御することによって製造できる。以下、本実施形態の高強度鋼板を製造するための条件を、熱間圧延、冷間圧延、その後の焼鈍の順に説明する。
　熱間圧延の条件は、例えば以下のとおりである。
　[熱間圧延条件]
　熱間圧延前の加熱温度が低いと、ＴｉＣ等の炭化物がオーステナイト中に固溶し難くなるおそれがある。そのため、熱間圧延前の加熱温度は、１２００℃以上とすることが好ましい。この加熱温度は、より好ましくは１２５０℃以上である。しかしながら、熱間圧延前の加熱温度が高くなり過ぎるとコストアップとなる。そのため、熱間圧延前の加熱温度の上限は、１３５０℃以下であることが好ましく、より好ましくは１３００℃以下である。
　熱間圧延の仕上げ圧延温度が低いと、圧延時の変形抵抗が大きくなり、操業が困難になるおそれがある。そのため、仕上げ圧延温度は、８５０℃以上とすることが好ましい。その仕上げ圧延温度は、より好ましくは８７０℃以上である。しかしながら、仕上げ圧延温度が高くなり過ぎると、スケール起因のキズが発生するおそれがある。そのため、仕上げ圧延温度の上限は、好ましくは９８０℃以下であり、より好ましくは９５０℃以下である。
　熱間圧延の仕上げ圧延から巻取りまでの平均冷却速度は、生産性を考慮すれば、１０℃／秒以上とするのが好ましく、より好ましくは２０℃／秒以上である。一方、平均冷却速度が速くなり過ぎると、硬質化しその後の冷間圧延が困難になる場合がある。そのため、平均冷却速度は、１００℃／秒以下とすることが好ましく、より好ましくは５０℃／秒以下である。
　[熱間圧延巻取り温度：６２０℃以上]
　熱間圧延巻取り温度が、６２０℃未満になると、熱間圧延鋼板の強度が高くなり、冷間圧延で圧下し難くなるおそれがある。そのため、熱間圧延時の巻取り温度は６２０℃以上とすることが好ましく、より好ましくは６３０℃以上であり、更に好ましくは６４０℃以上である。一方、熱間圧延時の巻取り温度が高くなり過ぎると、スケールが厚くなり、酸洗性が劣化する。そのため、巻取り温度は７５０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは７００℃以下である。
　[冷間圧延時の圧延率：１０％以上、７０％以下]
　熱間圧延鋼板は、スケール除去のために酸洗を施し、冷間圧延に供する。冷間圧延時の圧延率（「圧下率」と同義）が１０％未満になると、所定の板厚公差を確保するのが困難になる。所定厚さの鋼板を得るために熱間圧延工程で板厚を薄くしなければならず、熱間圧延工程で薄くすると鋼板長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり、生産性が低下する。そのため、冷間圧延時の圧延率は、１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは２０％以上、さらに好ましくは２５％以上である。一方、冷間圧延時の圧延率が７０％を超えると、冷間圧延時に割れが発生する可能性が高まる。そのため、冷間圧延時の圧延率の上限は、７０％以下であることが好ましい。より好ましくは６５％以下であり、更に好ましくは６０％以下である。
　本実施形態の高強度鋼板を得るためには、冷間圧延後の焼鈍工程も適切に制御することが推奨される。この焼鈍工程では、下記の（ａ）加熱後の９００℃以上での均熱工程、（ｂ）前記（ａ）の工程に引き続いて行われる９００℃から５４０℃までの第１の冷却工程、（ｃ）前記（ｂ）の工程に引き続いて行われる５４０℃から４４０℃までの第２の冷却工程、（ｄ）４４０℃から２８０～２３０℃までの第３の冷却工程、（ｅ）２３０℃から５０℃以下までの第４の冷却工程、を基本的に含む。こうした工程を含んで製造することによって、本実施形態の高強度鋼板が得られる。
　また本実施形態の高強度鋼板は、その表面に溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を有するものも包含するが、これらの亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記（ｃ）の５４０℃から４４０℃までの第２の冷却工程において、溶融亜鉛への浸漬処理とその後の亜鉛と鉄との合金化熱処理を合わせて行えばよい。
　上記（ａ）～（ｅ）の各工程を含む焼鈍工程のヒートパターンを図１の模式図に示しつつ、以下により具体的に説明する。
　（ａ）加熱後の９００℃以上での均熱工程
　９００℃以上に加熱し、且つ９００℃以上で２０秒以上保持する。均熱温度が９００℃未満の場合には、降伏強度や引張強さを低減させる軟質なフェライトが生成する可能性がある。そのため、該温度の下限は９００℃以上とする。好ましくは９０５℃以上であり、より好ましくは９１０℃以上である。なお、均熱温度の上限は特に設けないが、生産性を悪化させるため、１０００℃以下であることが好ましい。より好ましくは９８０℃以下であり、更に好ましくは９６０℃以下である。
　また均熱温度を９００℃以上としても、９００℃以上での保持時間が１０秒未満であると、フェライトが生成する可能性がある。そのため、９００℃以上での保持時間は１０秒以上とする。好ましくは１５秒以上であり、より好ましくは２０秒以上である。なお、保持時間の上限は特に設けないが、生産性が悪化するため、好ましくは２００秒以下であり、より好ましくは１００秒以下である。
　（ｂ）９００℃から５４０℃までの第１の冷却工程
　９００℃から５４０℃までの第１の冷却工程における平均冷却速度は、１０℃／秒以上、５０℃／秒以下とする。この平均冷却速度が、１０℃／秒未満になると、フェライトが生成する可能性が高くなり、所望とする降伏強度、引張強さの確保が難くなる。そのため、上記平均冷却速度は１０℃／秒以上とする必要があり、好ましくは１１℃／秒以上であり、より好ましくは１２℃／秒以上である。一方、上記平均冷却速度が５０℃／秒を超えると、鋼板温度を制御し難くなり、設備コストが増加する。そのため、上記平均冷却速度の上限は５０℃／秒以下とする必要があり、好ましくは４０℃／秒以下であり、より好ましくは３０℃／秒以下である。
　（ｃ）５４０℃から４４０℃までの第２の冷却工程
　５４０℃以下の第２の冷却工程での冷却停止温度までの平均冷却速度は、０．５℃／秒以上とする必要がある。第２の冷却工程での平均冷却速度が０．５℃／秒未満になると、ベイナイトの増加が懸念される。そのため、上記平均冷却速度は０．５℃／秒以上とする。好ましく０．８℃／秒以上である。なお、平均冷却速度の上限は特に設けないが、著しく設備の能力を高める必要があるため、５０℃／秒以下が好ましい。より好ましくは４０℃／秒以下であり、更に好ましくは３０℃／秒以下である。
　第２の冷却工程での冷却停止温度は、４４０℃以上とする必要がある。第２の冷却工程での冷却停止温度が４４０℃未満になると、ベイナイトの増加により降伏強度、引張強さが低下する。そのため、第２の冷却工程での冷却停止温度の下限は、４４０℃以上とする。好ましくは４４５℃以上であり、より好ましくは４５０℃以上である。
　なお、前記図１においては、第１の冷却工程での冷却パターンを３種類示したが、これは上記の平均冷却速度を確保できれば、どのような冷却パターンであってもよいことを示している。要するに、５４０℃から４４０℃までの温度範囲を２００秒以内で通過させれば、０．５℃／秒以上の平均冷却速度が確保できる。
　溶融亜鉛めっきを行う場合には、この第２の冷却工程において、めっき浴への浸漬処理→合金化熱処理を含めた平均冷却速度が上記の条件を満たす必要がある。めっき浴への浸漬前の鋼板温度は、４４０℃超～４８０℃以下の範囲が好ましい。
　上記溶融亜鉛への浸漬処理の後には、必要によって、亜鉛と鉄との合金化熱処理を行う。この合金化熱処理では、めっきの性能を確保するため、温度（合金化熱処理温度）を４４０℃以上、５４０℃以下とする必要がある。この温度が４４０℃未満では亜鉛めっきと鉄の拡散が不十分となり、合金化溶融亜鉛めっき層を生成できない。そのため、合金化熱処理温度の下限は、４４０℃以上とする。好ましくは４４５℃以上であり、より好ましくは４５０℃以上である。一方、合金化熱処理温度が５４０℃を超えると、フェライトが生成する可能性が増し、引張強さが低下することに加えて、亜鉛への鉄の拡散が過多となり、脆性的に剥がれ易い合金化溶融亜鉛めっき層となり、プレス成形時等に該めっきが剥離する可能性が高くなる。
　（ｄ）４４０℃から２８０～２３０℃までの第３の冷却工程
　第３の冷却工程における冷却停止温度までの平均冷却速度は、５．０℃／秒以上とする必要がある。第３の冷却工程での平均冷却速度が５．０℃／秒未満になると、ベイナイトの増加が懸念される。また、ベイナイトの生成を抑制しても、Ｍｓ点通過後に生成するマルテンサイトから残留オーステナイトへの炭素の分配が進むことで安定化し、マルテンサイトに変態する量が減る。結果的に７％を超える残留オーステナイトを含みやすくなるため、上記平均冷却速度は５．０℃／秒以上とする。
　上記Ｍｓ点は、マルテンサイトが変態を開始する温度であり、「鉄鋼材料」（日本金属学会発行、ｐ．４５）に記載されている下記式（Ｉ）に基づいて、鋼板の化学成分組成から簡易的に求めることができる。なお、下記式（Ｉ）中の［　］は、各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板中に含有していない元素は０％として計算する。
　Ｍｓ点（℃）＝５５０－３６１［Ｃ］－３９［Ｍｎ］－３５［Ｖ］－２０［Ｃｒ］－１７［Ｎｉ］－１０［Ｃｕ］－５（［Ｍｏ］＋［Ｗ］）＋１５［Ｃｏ］＋３０［Ａｌ］・・・（Ｉ）

　平均冷却速度は、好ましくは１５．０℃／秒以上であり、より好ましくは２０℃／秒以上である。このときの平均冷却速度の上限は特に設けないが、平均冷却速度を過度に速めるためには、設備能力を著しく高める必要が生じるため、５０℃／秒以下であることが好ましい。より好ましくは４０℃／秒以下であり、更に好ましくは３０℃／秒以下である。

　第３の冷却工程での冷却停止温度は、２３０℃以上、２８０℃以下とする必要がある。第３の冷却工程での冷却停止温度が２３０℃未満になると、マルテンサイトの自己焼戻しが過多となり、マルテンサイト中のラスの個数が少なくなって引張強さが低下する可能性がある。そのため、第３の冷却工程での冷却停止温度の下限は、２３０℃以上とする。好ましくは２４０℃以上であり、より好ましくは２５０℃以上である。

　一方、第３の冷却工程での冷却停止温度が２８０℃を超えると、ベイナイトが増加し、降伏強度、引張強さの低下を招く可能性がある。そのため、第３の冷却工程における冷却停止温度の上限は、２８０℃以下とする。好ましくは２７５℃以下であり、より好ましくは２７０℃以下である。

　（ｅ）２３０℃から５０℃以下の第４の冷却工程

　前記第３の冷却工程後に引き続き行われる第４の冷却工程では、２３０℃から５０℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度を、３．０℃／秒以下が好ましい。なお、上記第３の冷却工程での冷却停止温度が、２３０℃よりも高くなっている場合には、第３の冷却工程での冷却停止温度から２３０℃までの平均冷却速度は問わない。

　フィルム状のオーステナイトがラス境界に適量存在することは、転位の移動障壁としての効果が高まり、降伏強度、引張強さの確保のためには好ましいと考えられる。第４の冷却工程での平均冷却速度が３．０℃／秒よりも大きくなると、残留オーステナイトが１体積％未満になって、転位の移動障壁としての効果が発揮されにくくなる。そのため、上記平均冷却速度は３．０℃／秒以下とする。好ましくは２．５℃／秒以下であり、より好ましくは２．０℃／秒以下である。なお、このときの平均冷却速度の下限は特に設けないが、生産性が悪化するため、０．０５℃／秒以上であることが好ましい。より好ましくは０．１０℃／秒以上である。

　本実施形態の高強度鋼板は、上記の製造方法によって、得られたものに限定されない。本実施形態の高強度鋼板は、本発明で規定する構成要件を満足する限り、他の製造方法によって得られたものであっても良い。

　本実施形態の高強度鋼板では、化学成分組成を上記のように調整するとともに、金属組織全体に対して、マルテンサイト：９３体積％以上、ベイナイト：２体積％以下、残留オーステナイト：７体積％以下とし、且つ前記金属組織のＳＥＭ像において、総長３００μｍを切断法にて測定したラスの個数が２４０個以上であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上である高強度鋼板である。このような高強度鋼板では、引張強さが１４７０ＭＰａ以上で且つ降伏強度が１０００ＭＰａ以上のものとなる。

　本実施形態の高強度鋼板における引張強さは、好ましくは１５００ＭＰａ以上であり、より好ましくは１５５０ＭＰａ以上である。引張強さは高い方が良く、その上限は特に限定されないが、通常１８００ＭＰａ程度である。また降伏強度は、好ましくは１０２０ＭＰａ以上であり、より好ましくは１０４０ＭＰａ以上である。降伏強度も高い方が良く、その上限は特に限定されないが、通常１４００ＭＰａ程度である。

　本実施形態の高強度鋼板は、調質圧延が無くても十分に高い降伏強度、引張強さを有するが、調質圧延を施せば更に高い降伏強度を達成することも可能である。

　本実施形態の高強度鋼板の表面には、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ：Ｈｏｔ　Ｄｉｐ－Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）、または合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ：Ａｌｌｏｙｅｄ　Ｈｏｔ　Ｄｉｐ－Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）が設けられてもよい。すなわち、高強度鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も本発明に包含される。このときの亜鉛めっき層の種類については、特に限定するものでもなく、めっき層中に合金元素を含むものであってもよい。また亜鉛めっき層は、鋼板の片面または両面に被覆される。
　本明細書は、上述したように様々な態様の技術を開示しているが、そのうち主な技術を以下に纏める。
　本発明の一局面に関する高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２００～０．２８０％、Ｓｉ：０．４０～１．５０％以下、Ｍｎ：２．００～３．００％、Ｐ：０％超、０．０１５％以下、Ｓ：０％超、０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１５～０．０６０％、Ｃｒ：０．２０～０．８０％、Ｔｉ：０．０１５～０．０８０％、Ｂ：０．００１０～０．００４０％、をそれぞれ含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
　金属組織全体に対して、マルテンサイトが９３体積％以上であり、フェライト、パーライトおよびベイナイトが合計で２体積％以下であり、残留オーステナイトが７体積％以下であり、前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、総長３００μｍを切断法にて測定したマルテンサイト中のラスの個数が２４０個以上であり、かつ、引張強さが１４７０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
　上記構成により、引張強さが１４７０ＭＰａ以上の高強度レベルにおいて、降伏強度が１０００ＭＰａ以上である高強度鋼板が実現できる。
　前記高強度鋼板は、必要によって、更に、質量％で、Ｃｕ：０％超、０．３０％以下、Ｎｉ：０％超、０．３０％以下、Ｍｏ：０％超、０．３０％以下、Ｖ：０％超、０．３０％以下、Ｎｂ：０％超、０．０４０％以下、およびＣａ：０％超、０．００５０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて高強度冷延鋼板の特性が更に改善される。
　本発明の別の局面に係る高強度亜鉛めっき鋼板は、上記のような高強度鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有していることを特徴とする。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含有される。
　下記表１に示す化学成分組成（鋼種：鋼Ａ、Ｂ、Ｃ）の実験用スラブを製造した。そのスラブを１２５０℃まで加熱し、板厚：２．８ｍｍ～３．１ｍｍまで熱間圧延を施した。このときの仕上げ圧延温度は９００℃とし、熱間圧延の仕上げ圧延から巻取りまでの平均冷却速度を２０℃／秒、巻取り温度を６５０℃として熱間圧延を行った。得られた熱間圧延鋼板を酸洗した後、表面研削あるいは冷間圧延を組み合わせ、板厚：１．４ｍｍ～２．６ｍｍまで減厚した。このときいずれの鋼種の冷延率（冷間圧延時の圧延率）は、１０％～６０％の範囲内にある。表１中、「－」の欄は添加していないことを、「＜」の欄は測定限界未満であることを、それぞれ意味する。また、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏは、上述の通り不可避不純物であり、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏの欄に示した値は不可避的に含まれた量を意味する。また残部は、鉄、および上記で示した不可避不純物以外の不可避不純物が含まれる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　その後、得られた冷間圧延鋼板に対して、図３～５に示すヒートパターンの熱処理（熱処理１～３）で焼鈍を施した。具体的には、鋼種Ａ、Ｂについては熱処理１～３を行った。それ以外の鋼種Ｃは、熱処理１を行った。
　図３～５に示した熱処理における詳細なデータを、下記表２～４に示す。すなわち、図３に示したヒートパターンは、下記表２に示したデータに基づくものであり（熱処理１）、図４に示したヒートパターンは、下記表３に示したデータに基づくものであり（熱処理２）、図５に示したヒートパターンは、下記表４に示したデータに基づくものである（熱処理３）。なお、図３～５で示した「ｓ」は、「秒」の意味である。また、表２～４には、図１の対応する工程［（ａ）～（ｅ）］を示してある。
　図３～５に示した熱処理１～３では、第２の冷却工程［図１に示した（ｃ）の工程］で、溶融亜鉛めっき処理および合金化熱処理を行っていない。下記表２～４に示した「ステップ」は、図３～５に対応する数値（設定温度、冷却速度）を順次示した実測位置を示しているが、図３～５では、表２～４に示したステップ位置を一部省略している。また、表２～４において、マイナスで示した冷却速度は、加熱速度（昇温速度）であることを示す。
　なお、表２～４には、上記工程（ａ）～（ｃ）で規定する温度範囲での平均冷却速度については明記していない箇所もあるが、これらの値は表２～４のデータに基づいて計算できる。例えば、表２において鋼板温度が９００℃となる通過時間（表２に示した「Ｔｏｔａｌ時間」；以下同じ）を計算すれば、「１３０秒」となり、９００℃から５４０℃までの平均冷却速度［前記工程（ｂ）での平均冷却速度］は、１２．９℃／秒［≒（９００℃－５４０℃）／（１５８秒－１３０秒）］となる。
　また表２において鋼板温度が４４０℃となる通過時間を計算すれば、「２５２秒」となり、５４０℃から４４０℃までの平均冷却速度［前記工程（ｃ）での平均冷却速度］は、１．０６℃／秒［≒（５４０℃－４４０℃）／（２５２秒－１５８秒）］となる。同様にして、４４０℃から２８０℃までの平均冷却速度［前記工程（ｄ）での平均冷却速度］を計算すれば、２０．０℃／秒［＝（４４０℃－２８０℃）／（２６０秒－２５２秒）］となる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　このようにして得られた各鋼板について、マルテンサイトの体積率、ベイナイトの体積率、残留オーステナイトの体積率、および総長３００μｍ当たりのラスの個数、並びに引張特性を下記の手順に従って測定した。
　［金属組織中の各組織の分率］
　本実施例では、鋼板の板厚１／４部に存在するマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの分率を以下のようにして測定した。本実施例の製造方法によれば、各領域において、上記以外の組織（例えば、フェライトやパーライト）が存在する可能性は極めて低いため、上記以外の組織は測定していない。そこで、鋼板の板厚１／４部ではマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計が１００体積％になるように算出した。
　［残留オーステナイトの体積率］
　残留オーステナイトは、上記焼鈍後の鋼板から１．４ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、板厚の１／４部まで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により残留オーステナイト（以下、「残留γ」と記載する）の体積率を測定した（ＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９９３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。測定装置は、２次元微小部Ｘ線回折装置「ＲＩＮＴ－ＰＡＰＩＤＩＩ」（商品名：株式会社リガク社製）を使用し、測定面は板厚の１／４部近辺である。ターゲットはＣｏを使用し、測定数は各試験に対して１回ずつ行った。
　［マルテンサイトおよびベイナイトの体積率］
　ベイナイトおよびマルテンサイトは、以下のように点算法により測定した。まず、上記鋼板から１．４ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、圧延方向と平行な断面を研磨し、ナイタール腐食を施した後、板厚の１／４部の組織を、ＦＥ－ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）写真（倍率３０００倍）で観察した。観察は、ＦＥ－ＳＥＭ像上に、０．３μｍ間隔の格子を用いて行い、粒の色などに基づき、ベイナイトおよびマルテンサイトを区別して、各体積率を測定した。測定点は、格子が直角に交わる点における組織を分別し、１００点調査して分率を算出した。測定は各１視野について行った。
　詳細には、ナイタール腐食後のＳＥＭ写真において、黒色に見える組織はベイナイトであり、残りの部分はマルテンサイトである。図６（図面代用写真）にベイナイトとマルテンサイトを示した金属組織例を示す。
　以上、詳述したように、本実施例では、残留オーステナイトと、それ以外の組織（ベイナイト、マルテンサイト）を異なる方法で測定しているため、これら組織の合計は、必ずしも１００体積％となるとは限らない。そこで、ベイナイトおよびマルテンサイトの各体積分率を決定するに当たっては、全組織の合計が１００体積％となるように調整を行った。具体的には、１００体積％から、Ｘ線回折法で測定された残留オーステナイトの分率を引き算して得られた数値に、点算法で測定されたベイナイトおよびマルテンサイトの各分率を比例配分し直して、最終的にベイナイトおよびマルテンサイトの各体積分率を決定した。
　［総長３００μｍ当たりのラスの個数］
　総長３００μｍを測定したラスの個数は、ナイタール腐食を施した鋼板の板厚１／４部における圧延方向と平行の断面をＦＥ－ＳＥＭでの３０００倍で撮影し、総長３００μｍ分を切断法にて測定したものである。切断法は、通常粒径を計測する手法であるが（ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３）、本実施例ではラスの個数を計測する手法として応用した。具体的には、上記ＦＥ－ＳＥＭ像上に、総長３００μｍの線を描き、その線がラス上を通過した数（交差する点の個数）を測定した。ラスは、ナイタール腐食を施した鋼板を、ＦＥ－ＳＥＭでの倍率３０００倍で撮影したＳＥＭ像で、白色部で１μｍ以上となる領域とした。切断法でラスの個数を計測するときの状態を、図２［図２（ａ）、図２（ｂ）］に模式的に示す。
　［引張特性］
　引張強度ＴＳ、０．２％耐力σ0.2については、冷間圧延の圧延面と平行な面における
圧延方向と直角な方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片(板状試験片)を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に従って試験した。
　合格基準については、引張強さＴＳについては１４７０ＭＰａ以上、降伏強度（０．２％耐力σ0.2）については１０００ＭＰａ以上を合格とした。
　これらの結果を、適用鋼種（表１の鋼種Ａ、Ｂ、Ｃ）、および熱処理条件（熱処理１～３）とともに下記表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　この結果から、以下のように考察できる。試験Ｎｏ．４、７は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（表１の鋼種Ｂ、Ｃ）を用い、適切な熱処理条件（図３に示した熱処理１）で製造した実施例である。この例では、金属組織中の各組織の分率、および総長３００μｍ当たりのラスの個数が適切に調整され、降伏強度（０．２％耐力σ0.2）が１０００ＭＰａ以上であり、引張強さＴＳが１４７０ＭＰａ以上と、合格基準を満足していることが分かる。
　これに対し、試験Ｎｏ．１～３、５、６は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しない比較例であり、鋼板のいずれかの特性を満足しないものとなっている。
　具体的には、試験Ｎｏ．１は、適切な熱処理条件（図３に示した熱処理１）で製造したが、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種（表１の鋼種Ａ）を用いた例である。この例では、Ｃｒを含有しない鋼種を用いているので、ベイナイトが過剰になっており、且つ総長３００μｍ当たりのラスの個数も少なくなることで、降伏強度が低下した。
　試験Ｎｏ．２は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種（表１の鋼Ａ）を用い、不適切な熱処理条件（図４に示した熱処理２）で製造した例である。この例ではＣｒを含有しない鋼種を用い、且つ第３の冷却工程［図１に示した（ｄ）の工程］での平均冷却速度が５．０℃／秒以上になっていない例であり（表３のステップ６～１３）、残留オーステナイトが多くなり、降伏強度と引張強さＴＳが低下した。
　試験Ｎｏ．３は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種（表１の鋼種Ａ）を用い、不適切な熱処理条件（図５に示した熱処理３）で製造した例である。この例ではＣｒを含有しない鋼種を用い、且つ第３の冷却工程［図１に示した（ｄ）の工程］での冷却停止温度を１００℃とした例であり（表４のステップ９）、総長３００μｍ当たりのラスの個数が少なくなることで引張強さＴＳが低下した。
　一方、試験Ｎｏ．５および６は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（表１の鋼種Ｂ）を用いているが、熱処理条件が適切な範囲を外れており(図４に示した熱処理２、図５に示した熱処理３)、所望とする特性が得られていない。
　具体的には、試験Ｎｏ．５では、第３の冷却工程［図１に示した（ｄ）の工程］での平均冷却速度が５．０℃／秒以上になっていない例であり（表４のステップ６～１３）、残留オーステナイトが多くなり、降伏強度と引張強さＴＳが低下した。
　試験Ｎｏ．６は、第３の冷却工程［図１に示した（ｄ）の工程］での冷却停止温度を１００℃とした例であり（表４のステップ９）、総長３００μｍ当たりのラスの個数が少なくなることで引張強さＴＳが低下した。
　この出願は、２０１８年３月２６日に出願された日本国特許出願特願２０１８－５８１８９および２０１９年１月２２日に出願された日本国特許出願２０１９－００８５９４を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。
　本発明を表現するために、前述において具体例や図面等を参照しながら実施形態を通して本発明を適切かつ十分に説明したが、当業者であれば前述の実施形態を変更及び／又は改良することは容易になし得ることであると認識すべきである。したがって、当業者が実施する変更形態又は改良形態が、請求の範囲に記載された請求項の権利範囲を離脱するレベルのものでない限り、当該変更形態又は当該改良形態は、当該請求項の権利範囲に包括されると解釈される。
　本発明は、鋼板、亜鉛めっき鋼板やそれらの製造方法、並びに、自動車等の構造部品等に関する技術分野において、広範な産業上の利用可能性を有する。
 
 
 

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．２００～０．２８０％、
    　Ｓｉ：０．４０～１．５０％以下、
    　Ｍｎ：２．００～３．００％、
    　Ｐ　：０％超、０．０１５％以下、
    　Ｓ　：０％超、０．００５０％以下、
    　Ａｌ：０．０１５～０．０６０％、
    　Ｃｒ：０．２０～０．８０％、
    　Ｔｉ：０．０１５～０．０８０％、および
    　Ｂ　：０．００１０～０．００４０％、
    をそれぞれ含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
    　金属組織全体に対して、マルテンサイトが９３体積％以上であり、フェライト、パーライトおよびベイナイトが合計で２体積％以下であり、残留オーステナイトが７体積％以下であり、
    　前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、総長３００μｍを切断法にて測定したマルテンサイト中のラスの個数が２４０個以上であり、かつ
    　引張強さが１４７０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板。
  2. 　更に、質量％で、Ｃｕ：０％超、０．３０％以下、Ｎｉ：０％超、０．３０％以下、Ｍｏ：０％超、０．３０％以下、Ｖ：０％超、０．３０％以下、Ｎｂ：０％超、０．０４０％以下、およびＣａ：０％超、０．００５０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有している高強度亜鉛めっき鋼板。
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