WO2020075394A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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steel sheet
martensite
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carbon concentration
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秀和 南
田中　裕二
潤也 戸畑
横田　毅
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having a strength of 1180 MPa or more, which is excellent in dimensional accuracy of components, stretch flangeability, bendability, and toughness, and a manufacturing method thereof.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can be suitably used as a structural member such as an automobile part.
  • the strength of thin steel sheets for automobiles is increasing with the aim of reducing CO 2 emissions by reducing the weight of vehicles and improving collision resistance by reducing the weight of vehicle bodies, and new laws and regulations are being introduced one after another. . Therefore, for the purpose of increasing the strength of the vehicle body, the number of application examples of high-strength steel sheets having a tensile strength (TS) of 1180 MPa or higher is increasing in the main structural parts forming the skeleton of an automobile cabin.
  • TS tensile strength
  • Patent Document 1 in the region where the tensile strength is 980 MPa or more and the 0.2% proof stress is 700 MPa or more, in addition to ductility, stretch flangeability, weldability, and bending workability. Excellent high strength cold rolled steel sheets are provided.
  • Patent Document 2 provides a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent ductility and stretch-flangeability, a high yield ratio and a tensile strength of 1180 MPa or more, and a method for producing the same.
  • Patent Document 3 proposes a heat-treated steel sheet member having a tensile strength of 1.4 GPa or more, a total elongation of 8.0% or more, and excellent toughness, scale adhesion and scale peeling property, and a method for producing the same. ing.
  • Patent Document 4 proposes a heat-treated steel sheet member having a tensile strength of 1.4 GPa or more, a yield ratio of 0.65 or more, and excellent toughness, scale adhesion and scale releasability, and a manufacturing method thereof. There is.
  • Patent Document 5 provides a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more and excellent ductility and stretch-flangeability, and a method for producing the same.
  • Patent Document 6 provides a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more, excellent ductility, stretch-flangeability and bending workability, and a method for producing the same.
  • the present invention has been developed in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a high-strength steel plate of 1180 MPa or more excellent in dimensional accuracy of components, stretch flangeability, bendability and toughness, and a manufacturing method thereof.
  • the excellent dimensional accuracy of the component means that the yield ratio (YR) which is an index of the dimensional accuracy of the component is 65% or more and 85% or less.
  • YR is calculated by the following equation (1).
  • YR YS / TS ...
  • excellent stretch flangeability means that the hole expansion ratio ( ⁇ ), which is an index of stretch flangeability, is 30% or more. The bendability was evaluated by the pass rate of the bending test, and the bending test of 5 samples was performed at the maximum R where the value R / t obtained by dividing the bending radius (R) by the plate thickness (t) was 5 or less.
  • Stretch-flangeability can be achieved to 30% or more by using a structure mainly composed of a hard phase (martensite and tempered martensite).
  • YR which is an index of dimensional accuracy of parts
  • YR an index of dimensional accuracy of parts
  • the bendability can be improved by setting the surface layer softening thickness to 10 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less.
  • the present invention has been made based on the above findings. That is, the gist of the present invention is as follows. [1]% by mass, C: 0.09% or more and 0.37% or less, Si: more than 0.70% and 2.00% or less, Mn: 2.60% or more and 3.60% or less, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.010% or more and 1.000% or less and N: 0.0100% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the martensite having a carbon concentration of more than 0.7 ⁇ [% C] and less than 1.5 ⁇ [% C] is 55% or more in area ratio
  • the tempered martensite having a carbon concentration of 0.7 ⁇ [% C] or less has an area ratio of 5% or more and 40% or less
  • the ratio of the carbon concentration in the retained austenite to the volume ratio of the retained austenite is 0.05 or more and 0.40 or less
  • the steel structure has an average crystal grain size of 5.3 ⁇ m or less for each of the martensite and the tempered martensite, A high-strength steel sheet having a tensile strength of 1180 MPa or more.
  • [% C] shows the content (mass%) of the component element C in steel.
  • the composition of the components is further% by mass. Ti: 0.001% or more and 0.100% or less, Nb: 0.001% or more and 0.100% or less, V: 0.001% or more and 0.100% or less, B: 0.0001% or more and 0.0100% or less, Mo: 0.010% or more and 0.500% or less, Cr: 0.01% or more and 1.00% or less, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01% or more and 0.50% or less, Sb: 0.001% or more and 0.200% or less, Sn: 0.001% or more and 0.200% or less, Ta: 0.001% or more and 0.100% or less, Ca: 0.0001% or more and 0.0200% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.0200% or less, Zn: 0.00
  • a method for manufacturing a high-strength steel sheet [6] The method for producing a high-strength steel sheet according to [5], wherein the oxygen concentration in the heating temperature range is 2 ppm or more and 30 ppm or less, and the dew point is ⁇ 35 ° C. or more. [7] The method for manufacturing a high-strength steel sheet according to [5] or [6], which further performs plating after the annealing.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength steel plate having a strength of 1180 MPa or more, which is excellent in dimensional accuracy of components, stretch flangeability, bendability, and toughness. Further, by applying the high-strength steel sheet of the present invention to, for example, an automobile structural member, it is possible to improve fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body. Therefore, its industrial utility value is extremely high.
  • C 0.09% or more and 0.37% or less
  • C is one of the important basic components of steel, and particularly in the present invention, the fraction of martensite, tempered martensite and retained austenite, and the content of retained austenite. It is an important element that affects carbon concentration.
  • the content of C is less than 0.09%, the fraction of martensite decreases, and it becomes difficult to realize TS of 1180 MPa or more.
  • the content of C exceeds 0.37%, the fraction of tempered martensite decreases, and it becomes difficult to achieve a hole expansion rate ( ⁇ ) of 30% or more, which is an index of stretch flangeability. . Therefore, the content of C is set to 0.09% or more and 0.37% or less.
  • it is 0.10% or more.
  • Preferably it is 0.36% or less. More preferably, it is 0.11% or more. More preferably, it is 0.35% or less.
  • Si more than 0.70% and not more than 2.00% Si suppresses the formation of carbides during continuous annealing and promotes the formation of retained austenite, and therefore affects the fraction of retained austenite and the carbon concentration in retained austenite. It is an element that does. If the Si content is 0.70% or less, retained austenite cannot be generated and YR cannot be controlled within a desired range. On the other hand, if the Si content exceeds 2.00%, the carbon concentration in the retained austenite excessively increases, and the hardness of martensite transformed from the retained austenite during punching greatly increases. The generation of voids increases and ⁇ decreases. Therefore, the Si content is set to more than 0.70% and 2.00% or less. Preferably it is 0.80% or more. Preferably it is 1.80% or less. More preferably, it is 0.90% or more. More preferably, it is 1.70% or less.
  • Mn 2.60% or more and 3.60% or less
  • Mn is one of the important basic components of steel, and particularly in the present invention, it is an important element that affects the fraction of martensite and tempered martensite. If the Mn content is less than 2.60%, the fraction of martensite decreases, and it becomes difficult to realize a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.60%, the fraction of tempered martensite decreases, and it becomes difficult to achieve ⁇ of 30% or more. Therefore, the Mn content is set to 2.60% or more and 3.60% or less. Preferably it is 2.65% or more. Preferably it is 3.50% or less. More preferably, it is 2.70% or more. More preferably, it is 3.40% or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has the effect of solid solution strengthening and can increase the strength of the steel sheet. In order to obtain such effects, the P content needs to be 0.001% or more.
  • the content of P is set to 0.001% or more and 0.100% or less. Preferably it is 0.002% or more. Preferably it is 0.070% or less. More preferably, it is 0.003% or more. More preferably, it is 0.050% or less.
  • S 0.0200% or less S exists as a sulfide and reduces the ultimate deformability of the steel, so that ⁇ decreases. In addition, bendability also decreases. Therefore, the S content needs to be 0.0200% or less. Although the lower limit of the S content is not particularly specified, it is preferable that the S content is 0.0001% or more due to restrictions in production technology. Therefore, the S content is 0.0200% or less. Preferably it is 0.0001% or more. Preferably it is 0.0050% or less.
  • Al 0.010% or more and 1.000% or less
  • Al suppresses carbide formation during continuous annealing and promotes the formation of retained austenite, and therefore affects the fraction of retained austenite and the carbon concentration in retained austenite. It is an element that does.
  • the Al content needs to be 0.010% or more.
  • the Al content is set to 0.010% or more and 1.000% or less.
  • it is 0.015% or more.
  • it is 0.500% or less. More preferably, it is 0.020% or more. More preferably, it is 0.100% or less.
  • N 0.0100% or less
  • N exists as a nitride and reduces the ultimate deformability of the steel sheet, so that ⁇ decreases. In addition, bendability also decreases. Therefore, the N content needs to be 0.0100% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly specified, but it is preferable that the N content is 0.0005% or more due to restrictions in production technology. Therefore, the N content is 0.0100% or less. Preferably it is 0.0005% or more. Preferably it is 0.0050% or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is, in addition to the above-described composition, further, in mass%, Ti: 0.001% or more and 0.100% or less, Nb: 0.001% or more and 0.100% or less, V: 0.001% or more and 0.100% or less, B: 0.0001% or more and 0.0100% or less, Mo: 0.010% or more and 0.500% or less, Cr: 0.01% or more and 1.00% or less, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01% or more and 0.50% or less, Sb: 0.001% or more and 0.200% or less, Sn: 0.001% or more and 0.200%
  • Ta 0.001% or more and 0.100% or less
  • Ca 0.0001% or more and 0.0200% or less
  • Mg 0.0001% or more and 0.0200% or less
  • Zn 0.001% or more and 0.0. 020% or less
  • Co 0.001% or more and 0.020% or less
  • Ti, Nb and V increase the strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing. Further, by adding Ti, Nb and V, the recrystallization temperature in the temperature rising process during continuous annealing rises and the average grain size of martensite and tempered martensite decreases, so that the toughness of the steel sheet is improved. Can be improved. In order to obtain such effects, the contents of Ti, Nb and V must be 0.001% or more. On the other hand, when the contents of Ti, Nb, and V exceed 0.100%, large amounts of coarse precipitates and inclusions are generated, and the ultimate deformability of the steel sheet is reduced, so that ⁇ is reduced. In addition, bendability also decreases. Therefore, when Ti, Nb, and V are added, their contents are 0.001% or more and 0.100% or less, respectively. Preferably it is 0.005% or more. It is preferably 0.060% or less.
  • B is an element that can improve hardenability without lowering the martensitic transformation start temperature, and can suppress the formation of ferrite during the cooling process during continuous annealing. In order to obtain such effects, the B content needs to be 0.0001% or more. On the other hand, if the content of B exceeds 0.0100%, cracks occur inside the steel sheet during hot rolling, which lowers the ultimate deformability of the steel sheet, resulting in a decrease in ⁇ . In addition, bendability also decreases. Therefore, when B is added, its content is set to 0.0001% or more and 0.0100% or less. Preferably it is 0.0002% or more. Preferably it is 0.0050% or less.
  • Mo is an element that improves the hardenability and is an element that is effective in producing martensite and tempered martensite. In order to obtain such effects, the Mo content needs to be 0.010% or more. On the other hand, when the Mo content exceeds 0.500%, coarse precipitates and inclusions increase and the ultimate deformability of the steel sheet decreases, so that ⁇ decreases. In addition, bendability also decreases. Therefore, when Mo is added, its content is set to 0.010% or more and 0.500% or less. Preferably it is 0.020% or more. It is preferably 0.450% or less.
  • Cr and Cu not only serve as solid solution strengthening elements, but also stabilize austenite during the cooling process during continuous annealing and facilitate the formation of martensite and tempered martensite.
  • the contents of Cr and Cu must be 0.01% or more.
  • the contents of Cr and Cu each exceed 1.00%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated and the ultimate deformability of the steel sheet is reduced, so that ⁇ is reduced.
  • bendability also decreases. Therefore, when Cr and Cu are added, their contents are 0.01% or more and 1.00% or less, respectively. Preferably it is 0.02% or more. It is preferably 0.70% or less.
  • Ni is an element that improves hardenability and is an element that is effective in producing martensite and tempered martensite. In order to obtain such effects, the Ni content needs to be 0.01% or more. On the other hand, when the Ni content exceeds 0.50%, coarse precipitates and inclusions increase and the ultimate deformability of the steel sheet decreases, so ⁇ decreases. In addition, bendability also decreases. Therefore, when Ni is added, its content is set to 0.01% or more and 0.50% or less. Preferably it is 0.02% or more. Preferably it is 0.45% or less.
  • Sb and Sn are effective elements for controlling the softening thickness of the surface layer.
  • the contents of Sb and Sn must each be 0.001% or more.
  • the contents of Sb and Sn each exceed 0.200%, coarse precipitates and inclusions increase and the ultimate deformability of the steel sheet decreases, so that ⁇ decreases.
  • bendability also decreases. Therefore, when Sb and Sn are added, their contents should be 0.001% or more and 0.200% or less, respectively. Preferably it is 0.005% or more. Preferably it is 0.100% or less.
  • Ta like Ti, Nb and V, increases the strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing.
  • Ta partially dissolves in Nb carbides and Nb carbonitrides to form complex precipitates such as (Nb, Ta) (C, N), which significantly suppresses coarsening of the precipitates.
  • the precipitation strengthening has an effect of stabilizing the contribution rate to the strength improvement of the steel sheet.
  • the Ta content needs to be 0.001%.
  • the Ta content exceeds 0.100%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, and the ultimate deformability of the steel sheet is reduced, so that ⁇ is reduced.
  • bendability also decreases. Therefore, when Ta is added, its content should be 0.001% or more and 0.100% or less.
  • Ca and Mg are elements used for deoxidation, and are effective elements for making the shape of sulfide spherical and improving the ultimate deformability of the steel sheet.
  • the Ca and Mg contents must each be 0.0001% or more.
  • the contents of Ca and Mg exceed 0.0200%, large amounts of coarse precipitates and inclusions are generated, and the ultimate deformability of the steel sheet is reduced, so that ⁇ is reduced. In addition, bendability also decreases. Therefore, when Ca and Mg are added, their contents are made 0.0001% or more and 0.0200% or less, respectively.
  • Zn, Co and Zr are all effective elements for making the shape of inclusions spherical and improving the ultimate deformability of the steel sheet.
  • the contents of Zn, Co and Zr must be 0.001% or more.
  • the contents of Zn, Co, and Zr exceed 0.020%, large amounts of coarse precipitates and inclusions are generated and the ultimate deformability of the steel sheet is reduced, so that ⁇ is reduced.
  • bendability also decreases. Therefore, when Zn, Co and Zr are added, their contents are made 0.0001% or more and 0.0200% or less, respectively.
  • REM is an element effective in making the shape of inclusions spherical and improving the ultimate deformability of the steel sheet.
  • the REM content needs to be 0.0001% or more.
  • the content of REM exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, and the ultimate deformability of the steel sheet is reduced, so that ⁇ is reduced.
  • bendability also decreases. Therefore, when REM is added, its content should be 0.0001% or more and 0.0200% or less.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the content of the above optional components is less than the lower limit value, the effect of the present invention is not impaired. Therefore, when these optional elements are included below the lower limit values, these optional elements are included as unavoidable impurities.
  • the area ratio of martensite having a carbon concentration of more than 0.7 ⁇ [% C] and less than 1.5 ⁇ [% C] needs to be 55% or more.
  • the upper limit of the area ratio of martensite having a carbon concentration of more than 0.7 ⁇ [% C] and less than 1.5 ⁇ [% C] is not particularly specified, but in order to realize desired ⁇ and YR, it is 95.
  • the area ratio of martensite having a carbon concentration of more than 0.7 ⁇ [% C] and less than 1.5 ⁇ [% C] is set to 55% or more. It is preferably 56% or more. It is preferably 95% or less. It is more preferably 57% or more. More preferably, it is 90% or less.
  • the martensite having a carbon concentration higher than 0.7 ⁇ [% C] and lower than 1.5 ⁇ [% C] can be defined as quenched martensite.
  • [% C] represents the content (mass%) of the constituent element C in the steel.
  • Tempered martensite having a carbon concentration of 0.7 ⁇ [% C] or less has a carbon concentration of 0%
  • the desired ⁇ and YR can be realized by adjoining to martensite larger than 0.7 ⁇ [% C] and smaller than 1.5 ⁇ [% C].
  • the area ratio of tempered martensite having a carbon concentration of 0.7 ⁇ [% C] or less needs to be 5% or more.
  • the tempered martensite having a carbon concentration of 0.7 ⁇ [% C] or less exceeds 40%, the martensite having a carbon concentration of more than 0.7 ⁇ [% C] and less than 1.5 ⁇ [% C] is used.
  • the area ratio of the site decreases, and it becomes difficult to realize a TS of 1180 MPa or more. Therefore, the area ratio of tempered martensite having a carbon concentration of 0.7 ⁇ [% C] or less is set to 5% or more and 40% or less. It is preferably 6% or more. Preferably it is 39% or more. More preferably, it is 7% or more. Preferably it is 38% or more.
  • tempered martensite having a carbon concentration of 0.7 ⁇ [% C] or less can be defined as bainite.
  • [% C] represents the content (mass%) of the constituent element C in the steel.
  • the area ratio of martensite having a carbon concentration of more than 0.7 ⁇ [% C] and less than 1.5 ⁇ [% C], and tempered martens having a carbon concentration of 0.7 ⁇ [% C] or less is as follows.
  • the observation surface is polished with diamond paste, and then finish polishing is performed using alumina.
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • 3 fields of view were measured under the conditions of an accelerating voltage of 7 kV and a measurement area of 22.5 ⁇ m ⁇ 22.5 ⁇ m, and the data after measurement was measured for carbon concentration by a calibration curve method. Converted to.
  • the area of carbon concentration greater than 0.7 x [% C] and less than 1.5 x [% C] is martensite, and the carbon concentration of 0.7 x [% C] or less was defined as tempered martensite, and the area ratio of each was calculated.
  • Ratio of carbon concentration in retained austenite to volume ratio of retained austenite 0.05 or more and 0.40 or less
  • ratio of carbon concentration in retained austenite to volume ratio of retained austenite is a very important invention constituent element.
  • a desired YR can be realized by simultaneously controlling the volume ratio of the retained austenite and the carbon concentration in the retained austenite. In order to obtain such an effect, the ratio of the carbon concentration in the retained austenite to the volume ratio of the retained austenite needs to be 0.05 or more.
  • the ratio of the carbon concentration in the retained austenite to the volume ratio of the retained austenite is set to 0.05 or more and 0.40 or less. It is preferably 0.07 or more. It is preferably 0.38 or less. More preferably, it is 0.09 or more. It is preferably 0.36 or less.
  • the method for measuring the ratio of the carbon concentration in the retained austenite to the volume ratio of the retained austenite is as follows.
  • 0.1 mm was further polished by chemical polishing so that a 1/4 position of the plate thickness from the surface of the steel plate (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the surface of the steel plate) was the observation surface.
  • a (200) plane, a (220) plane, and a (311) plane of austenite and a (200) plane, a (211) plane of the ferrite (, 220) surface, and the volume ratio of austenite was calculated from the intensity ratio of the integrated reflection intensity from each surface of austenite to the integrated reflection intensity from each surface of ferrite, and this was taken as the volume ratio of retained austenite. .
  • the carbon concentration in the retained austenite is calculated by first calculating the lattice constant of the retained austenite from the diffraction peak shift amount of the (220) plane of austenite by the formula (2), and the obtained lattice constant of the retained austenite is calculated by the formula (3).
  • a 1.79021 ⁇ 2 / sin ⁇ (2)
  • a 3.578 + 0.00095 [Mn] +0.022 [N] +0.0006 [Cr] +0.0031 [Mo] +0.0051 [Nb] +0.0039 [Ti] ++ 0.0056 [Al] +0.033 [ C] (3)
  • a a lattice constant ( ⁇ ) of retained austenite
  • ⁇ is a value (rad) obtained by dividing the diffraction peak angle of the (220) plane by 2
  • [M] is a mass% of the element M in the retained austenite.
  • the mass% of the element M other than C in the retained austenite is the mass% of the entire steel.
  • Average crystal grain size of martensite and tempered martensite 5.3 ⁇ m or less
  • the average grain size of martensite and tempered martensite is an extremely important invention constituent element.
  • the toughness of the steel sheet can be improved. .
  • the average crystal grain size of martensite and tempered martensite must be 5.3 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average crystal grain size of martensite and tempered martensite is not particularly specified, but it is preferably 1.0 ⁇ m or more, and more preferably 2.0 ⁇ m or more in order to realize a desired YR. . Therefore, the average crystal grain sizes of martensite and tempered martensite are each set to 5.3 ⁇ m or less. It is preferably 1.0 ⁇ m or more.
  • the thickness is preferably 5.0 ⁇ m or less. More preferably, it is 2.0 ⁇ m or more. More preferably, it is 4.9 ⁇ m or less.
  • the method for measuring the average grain size of martensite and tempered martensite is as follows.
  • this data is obtained by performing a clean-up process once on the original data by using the Grain Dilation method (Grain Tolerance Angle: 5, Minimum Grain Size: 2), and then setting CI (Confidence Index)> 0.05 as a threshold value. Set.
  • the softening thickness of the surface layer is 10 ⁇ m or more.
  • the surface layer softening thickness is 100 ⁇ m or less. Therefore, the surface softening thickness is preferably 10 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less. More preferably, it is 12 ⁇ m or more. More preferably, the thickness is 80 ⁇ m or less. More preferably, the thickness is 15 ⁇ m or more. More preferably, the thickness is 60 ⁇ m or less.
  • the measuring method of the surface softened thickness is as follows.
  • the steel structure according to the present invention in addition to the above-mentioned martensite (quenched martensite), tempered martensite (bainite), and retained austenite, ferrite, pearlite, cementite and other known carbides and other steel sheet structures are known.
  • the area ratio is within the range of 3% or less, the effect of the present invention is not impaired even if it is included.
  • the structure of the other steel sheet may be confirmed and determined by SEM observation, for example.
  • the composition and steel structure of the high strength steel sheet of the present invention are as described above.
  • the plate thickness of the high-strength steel plate is not particularly limited, but is usually 0.3 mm or more and 2.8 mm or less.
  • the high-strength steel plate of the present invention may further have a plating layer on the steel plate surface.
  • the type of plating layer is not particularly limited, and may be, for example, a hot dip layer or an electroplating layer. Further, the plating layer may be an alloyed plating layer.
  • the plating layer is preferably a zinc plating layer.
  • the galvanized layer may contain Al or Mg. Further, hot dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating (Zn-Al-Mg plating layer) is also preferable. In this case, it is preferable that the Al content is 1% by mass or more and 22% by mass or less, the Mg content is 0.1% by mass or more and 10% by mass or less, and the balance is Zn.
  • the Zn-Al-Mg plated layer in addition to Zn, Al, and Mg, one or more selected from Si, Ni, Ce, and La may be contained in a total amount of 1% by mass or less. Since the plating metal is not particularly limited, Al plating or the like may be used instead of Zn plating as described above.
  • the composition of the plating layer is not particularly limited and may be a general one.
  • a hot dip galvanized layer or an alloyed hot dip galvanized layer generally, Fe: 20% by mass or less, Al: 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less, and Pb,
  • One or two or more selected from Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM are 0 mass% or more and 3.5 mass% in total.
  • the composition is as follows, with the balance being Zn and inevitable impurities.
  • a hot-dip galvanized layer having a coating adhesion amount of 20 to 80 g / m 2 on one side, and an alloyed hot-dip galvanized layer obtained by further alloying this.
  • the galvanized layer is a hot dip galvanized layer
  • the Fe content in the galvanized layer is less than 7% by mass, and in the case of the alloyed hot dip galvanized layer, the Fe content in the galvanized layer is 7 to 20 mass. %.
  • the melting method of the steel material is not particularly limited, and any known melting method such as a converter or an electric furnace is suitable.
  • the steel slab (slab) is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macrosegregation, but it is also possible to manufacture it by an ingot making method, a thin slab casting method, or the like.
  • after manufacturing the steel slab in addition to the conventional method of once cooling to room temperature and then heating again, it is charged into the heating furnace as it is without cooling to room temperature, or a slight heat retention is performed. Energy-saving processes such as direct rolling and direct rolling, in which rolling immediately after rolling, can be applied without any problems.
  • the slab heating temperature When the slab is heated, it is preferable to set the slab heating temperature to 1100 ° C. or higher from the viewpoint of melting the carbide and reducing the rolling load. Further, in order to prevent an increase in scale loss, it is preferable that the slab heating temperature is 1300 ° C or lower.
  • the slab heating temperature is the temperature of the slab surface. Also, the slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions, but if the heating temperature is made low, from the viewpoint of preventing problems during hot rolling, the sheet is heated using a bar heater before finish rolling. It is preferred to heat the bar.
  • Finish rolling the increase of rolling load, the rolling reduction in the unrecrystallized state of austenite is high, as a result of the development of an abnormal structure elongated in the rolling direction, it may reduce the workability of the annealed sheet, It is preferable to carry out at a finish rolling temperature not lower than the Ar 3 transformation point. Further, the coiling temperature after hot rolling is preferably 300 ° C. or higher and 700 ° C. or lower because there is a concern that the workability of the annealed plate may be deteriorated.
  • rough rolling plates may be joined together during hot rolling and continuous finish rolling may be performed. Further, the rough rolled plate may be once wound. Further, in order to reduce the rolling load during hot rolling, part or all of finish rolling may be lubrication rolling. Performing the lubrication rolling is effective from the viewpoint of uniformizing the shape of the steel sheet and the material. The coefficient of friction during lubrication rolling is preferably in the range of 0.10 or more and 0.25 or less.
  • the hot rolled steel sheet produced in this way is pickled. Since pickling can remove oxides on the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion treatment and plating quality in the high-strength steel sheet of the final product. Further, the pickling may be performed once or may be divided into multiple times.
  • cold rolling may be performed on the pickled sheet after hot rolling as it is, or it may be cooled after heat treatment. It may be subjected to hot rolling.
  • the conditions for cold rolling are not particularly limited, but the rolling reduction in cold rolling is preferably 30% or more and 80% or less.
  • the number of rolling passes and the rolling reduction of each pass are not particularly limited, and the effects of the present invention can be obtained.
  • the annealing conditions are as follows.
  • Average heating rate in the temperature range of 250 ° C. or higher and 700 ° C. or lower 10 ° C./s or higher
  • the average heating rate in the temperature range of 250 ° C. or higher and 700 ° C. or lower is a very important invention constituent element.
  • the average crystal grain size of martensite and tempered martensite can be controlled and desired toughness can be realized.
  • the average heating rate in the temperature range of 250 ° C. or higher and 700 ° C. or lower needs to be 10 ° C./s or higher.
  • the average heating rate in the temperature range from 250 ° C to 700 ° C is 10 ° C / s or more. It is preferably 12 ° C./s or more. It is preferably 50 ° C./s or less. More preferably, it is set to 14 ° C./s or more. More preferably, it is set to 40 ° C./s or less.
  • Heating temperature 850 ° C. or more and 950 ° C. or less
  • the heating temperature annealing temperature
  • the annealing treatment is performed in the two-phase region of ferrite and austenite, and therefore a large amount of ferrite is contained after annealing, so that the desired ⁇ and It becomes difficult to realize YR.
  • the heating temperature exceeds 950 ° C., the crystal grains of austenite during annealing become coarse, and the average crystal grain size of martensite and tempered martensite increases, so that the desired toughness cannot be realized. Therefore, the heating temperature is set to 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • the temperature is preferably 860 ° C. or higher.
  • the temperature is preferably 940 ° C or lower. More preferably, the temperature is 870 ° C. or higher. More preferably, the temperature is 930 ° C. or lower.
  • the holding time at the above heating temperature is not particularly limited, but it is preferably 10 s or more and 600 s or less.
  • the average cooling rate at a heating temperature of 400 ° C or lower is not particularly limited, but is preferably 5 ° C / s or higher and 30 ° C / s or lower.
  • Oxygen concentration in heating temperature range 2 ppm or more and 30 ppm or less (suitable condition)
  • decarburization proceeds via oxygen in the air, and a softened layer can be formed in the steel sheet surface layer portion, and as a result, the desired R / t can be obtained.
  • the oxygen concentration in the heating temperature range is 2 ppm or more.
  • the oxygen concentration in the heating temperature range be 30 ppm or less. Therefore, the oxygen concentration in the heating temperature range is preferably 2 ppm or more and 30 ppm or less.
  • the temperature in the heating temperature range is based on the steel plate surface temperature. That is, when the steel plate surface temperature is in the above heating temperature range, the oxygen concentration is adjusted to the above range.
  • Dew point in the heating temperature range -35 ° C or higher (preferred condition)
  • the dew point in the heating temperature range is ⁇ 35 ° C. or higher.
  • the upper limit of the dew point in the heating temperature range is not particularly specified, it is preferably 15 ° C or lower, and more preferably 5 ° C or lower in order to realize a desired TS. Therefore, the dew point in the heating temperature range is preferably -35 ° C or higher.
  • the temperature is ⁇ 30 ° C. or higher. More preferably, it is set to 15 ° C. or lower. More preferably, the temperature is -25 ° C or higher. More preferably, the temperature is 5 ° C or lower.
  • the temperature in the heating temperature range is based on the steel plate surface temperature. That is, when the steel plate surface temperature is in the above heating temperature range, the dew point is adjusted to the above range.
  • Residence time in the temperature range of 50 ° C. or more and 400 ° C. or less 70 s or more and 700 s or less
  • the residence time in the temperature range of 50 ° C. or more and 400 ° C. or less is a very important invention constituent element.
  • the volume ratio of retained austenite and the carbon concentration in retained austenite can be controlled, and as a result, desired YR can be realized.
  • the residence time in the temperature range of 50 ° C. or higher and 400 ° C. or lower needs to be 70 s or longer.
  • the residence time in the temperature range of 50 ° C. or higher and 400 ° C. or lower exceeds 700 s, the carbon concentration in the retained austenite increases, and the hardness of martensite transformed from the retained austenite during punching greatly increases. Generation of voids at the time of spreading increases, and ⁇ decreases. Also, YR increases. Therefore, the residence time in the temperature range of 50 ° C. or higher and 400 ° C. or lower is 70 s or more and 700 s or less. It is preferably 75 s or more. It is preferably 500 s or less. More preferably, it is set to 80 s or more. More preferably, it is 400 s or less.
  • Average cooling rate in the temperature range of 50 ° C. or higher and 250 ° C. or lower is a very important invention constituent element.
  • the volume ratio of retained austenite and the carbon concentration in retained austenite can be controlled, and as a result, desired YR can be realized. it can.
  • the average cooling rate in the temperature range of 50 ° C. or higher and 250 ° C. or lower needs to be 10.0 ° C./s or less.
  • the lower limit of the average cooling rate in the temperature range of 50 ° C. or higher and 250 ° C. or lower is not particularly specified, but in order to achieve the desired ⁇ , it is preferably 0.5 ° C./s or higher, more preferably 1 0.0 ° C./s or more. Therefore, the average cooling rate in the temperature range of 50 ° C. or more and 250 ° C. or less is 10.0 ° C./s or less. It is preferably 0.5 ° C./s or more. It is preferably 7.0 ° C./s. More preferably, it is set to 1.0 ° C./s or more. More preferably, it is set to 5.0 ° C./s.
  • Cooling below 50 ° C does not have to be specified in particular, and may be cooled to a desired temperature by any method.
  • the desired temperature is preferably about room temperature.
  • temper rolling may be applied to the above high strength steel plate. If the rolling reduction in skin pass rolling exceeds 1.5%, the yield stress of steel increases and YR increases, so it is preferable to set it to 1.5% or less.
  • the lower limit of the rolling reduction in skin pass rolling is not particularly limited, but 0.1% or more is preferable from the viewpoint of productivity.
  • the high-strength steel plate may be plated after annealing.
  • a hot dip galvanizing treatment and a treatment of alloying after the hot dip galvanizing can be exemplified.
  • the annealing and the galvanizing may be continuously performed in one line.
  • the plating layer may be formed by electroplating such as Zn-Ni electroalloy plating, or hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be performed.
  • the case of zinc plating has been mainly described, but the type of plating metal such as Zn plating and Al plating is not particularly limited.
  • the high-strength steel sheet is immersed in a galvanizing bath at 440 ° C or higher and 500 ° C or lower to perform hot dip galvanizing, and then the amount of coating adhered is adjusted by gas wiping or the like. To do.
  • a galvanizing bath having an Al content of 0.10 mass% or more and 0.23 mass% or less.
  • the galvanizing alloying treatment is performed, the galvanizing alloying treatment is performed in a temperature range of 470 ° C. or more and 600 ° C. or less after the hot dip galvanizing.
  • the temperature is lower than 470 ° C, the Zn-Fe alloying rate becomes excessively slow and the productivity is impaired.
  • the alloying treatment is performed at a temperature higher than 600 ° C., untransformed austenite may be transformed into pearlite, and TS may decrease. Therefore, when the galvanizing alloying treatment is performed, it is preferable to perform the alloying treatment in a temperature range of 470 ° C. or higher and 600 ° C. or lower, and it is more preferable to perform the alloying treatment in a temperature range of 470 ° C. or higher and 560 ° C. or lower. preferable.
  • electrogalvanizing treatment may be performed.
  • the coating amount is preferably 20 to 80 g / m 2 per side (double-sided plating), and the galvannealed steel sheet (GA) has the Fe concentration in the plated layer of 7 to It is preferably 15% by mass.
  • the reduction rate in skin pass rolling after plating is preferably in the range of 0.1% to 2.0%. If it is less than 0.1%, the effect is small and control is difficult, so this is the lower limit of the good range. Further, when it exceeds 2.0%, the productivity is remarkably lowered and YR is increased, so this is made the upper limit of the good range.
  • the skin pass rolling may be performed online or offline. Further, the skin pass having a desired reduction rate may be performed at once, or may be performed several times.
  • the conditions of the other manufacturing methods are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, a series of treatments such as the above-mentioned annealing, hot dip galvanizing, and galvanizing alloying treatment are CGL (Continuous Galvanizing) which is a hot dip galvanizing line. Line) is preferable. After hot dip galvanizing, wiping is possible to adjust the basis weight of plating. Conditions other than the above-mentioned conditions such as plating can be based on a conventional method of hot dip galvanizing.
  • annealing treatment was performed under the conditions shown in Table 2 to obtain a high strength cold rolled steel sheet (CR). Furthermore, some high-strength cold-rolled steel sheets were subjected to plating treatment to obtain hot-dip galvanized steel sheets (GI), alloyed hot-dip galvanized steel sheets (GA), and electrogalvanized steel sheets (EG).
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheets
  • EG electrogalvanized steel sheets
  • the hot dip galvanizing bath in GI, a zinc bath containing Al: 0.14 to 0.19 mass% was used, and in GA, a zinc bath containing Al: 0.14 mass% was used, and the bath temperature was 470. °C was made.
  • Coating weight the GI, a 45 ⁇ 72g / m 2 (two-sided plating) degree per side, also, the GA, and the degree per side 45 g / m 2 (two-sided plating).
  • the Fe concentration in the plating layer was set to 9% by mass or more and 12% by mass or less.
  • the Ni content in the plating layer was 9% by mass or more and 25% by mass or less.
  • the tensile test was performed according to JIS Z 2241.
  • a JIS No. 5 test piece was sampled from the obtained steel sheet in a direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and a tensile test was performed under the condition that the crosshead speed was 1.67 ⁇ 10 ⁇ 1 mm / s.
  • TS were measured.
  • TS of 1180 MPa or more was judged to be acceptable.
  • the excellent dimensional accuracy of the parts was good when the yield ratio (YR), which is an index of the dimensional accuracy of the parts, was 65% or more and 85% or less. Note that YR was calculated by the calculation method described in the above formula (1).
  • the hole expansion test was performed according to JIS Z 2256. After shearing to 100 mm x 100 mm from the obtained steel plate, after punching a hole having a diameter of 10 mm with a clearance of 12.5%, a die having an inner diameter of 75 mm was used to suppress wrinkle holding force of 9 tons (88.26 kN), A conical punch with an apex angle of 60 ° was pushed into the hole to measure the hole diameter at the crack initiation limit, and the limit hole expansion ratio: ⁇ (%) was calculated from the following formula, and the hole expandability was calculated from this limit hole expansion ratio value. Was evaluated.
  • D f is a hole diameter (mm) when a crack is generated
  • D 0 is an initial hole diameter (mm).
  • the value of the hole expansion ratio ( ⁇ ) which is an index of stretch-flangeability, is 30% or more regardless of the strength of the steel sheet, the stretch-flangeability was judged to be good.
  • the bending test was performed according to JIS Z 2248. A strip-shaped test piece having a width of 30 mm and a length of 100 mm was sampled from the obtained steel sheet such that the direction parallel to the rolling direction of the steel sheet was the axial direction of the bending test. After that, a 90 ° V bending test was performed under the condition that the pressing load was 100 kN and the pressing holding time was 5 seconds. In the present invention, the bendability is evaluated by the pass rate of the bending test, and the value R / t obtained by dividing the bending radius (R) by the plate thickness (t) is 5 or less.
  • the bending radius is 7.0 mm
  • the bending test of 5 samples is performed, and then the presence or absence of cracks at the ridge line portion of the bending apex is evaluated. Only when the rate was 100% was judged that the bendability was good.
  • the presence or absence of cracks was evaluated by measuring the ridge line portion of the bending apex with a digital microscope (RH-2000: manufactured by Hylox Corporation) at a magnification of 40 times.
  • the Charpy impact test was performed according to JIS Z 2242. From the obtained steel plate, the width was 10 mm, the length was 55 mm, and the notch depth was 2 mm at the center of the length so that the direction perpendicular to the rolling direction of the steel plate was the V-notching direction. The test piece provided with the V notch was sampled. Then, a Charpy impact test was performed in the test temperature range of -120 to + 120 ° C, a transition curve was obtained from the obtained brittle fracture surface ratio, and the temperature at which the brittle fracture surface ratio became 50% was determined as the brittle-ductile transition temperature. . In the present invention, the toughness was judged to be good when the brittle-ductile transition temperature obtained by the Charpy test was -40 ° C or lower.
  • the area ratio of martensite and tempered martensite the ratio of the carbon concentration in the retained austenite to the volume ratio of the retained austenite, the average crystal grain size of martensite and tempered martensite, and the surface softening thickness. I asked. The remaining structure was also confirmed by structure observation.
  • TS is 1180 MPa or more, and the dimensional accuracy, stretch flangeability, bendability and toughness of the parts are excellent.
  • TS strength
  • YR dimensional accuracy of components
  • ⁇ stretch flangeability
  • ⁇ bendability
  • toughness one or more of strength (TS), dimensional accuracy of components (YR), stretch flangeability ( ⁇ ), bendability, and toughness are inferior.

Abstract

部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性に優れた１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。　所定の成分組成であり、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトが面積率で５５％以上であり、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトが面積率で５％以上４０％以下であり、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．０５以上０．４０以下であり、前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径がそれぞれ５．３μｍ以下である鋼組織を有し、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である高強度鋼板。なお、[％Ｃ]は、鋼中の成分元素Ｃの含有量（質量％）を示す。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性に優れた１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の高強度鋼板は、自動車用部品等の構造部材として好適に用いることができる。
　車輌の軽量化によるＣＯ２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用薄鋼板の高強度化が進行しており、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格を形成する主要な構造部品では、引張強さ（ＴＳ）で１１８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。
　自動車の補強部品や骨格構造部品に用いられる高強度鋼板には、優れた成形性を有することが求められる。さらに、成形後の部品には寸法精度に優れることが要求される。例えば、クラッシュボックス等の部品では打抜き端面や曲げ加工部を有するため、成形性の観点からは高い伸びフランジ性や曲げ性を有する鋼板が好適である。また、部品のパフォーマンスの観点からは、鋼板の降伏比（ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強さＴＳ）を増加することで、衝突時における衝撃吸収エネルギーの上昇が実現される。さらに、部品の寸法精度の観点からは、鋼板の降伏比（ＹＲ）を一定範囲に制御することで、鋼板成形後のスプリングバックを抑制し、部品の寸法精度を制御することが可能となる。自動車部品への高強度鋼板の適用比率を増加させるには、これらの特性を総合的に満足することが要望されている。
　さらに、１１８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の適用に際しては靱性の低下が懸念されるため、高い靱性を有することが期待される。
　これらの要求に対し、例えば、特許文献１では、引張強さが９８０ＭＰａ以上、かつ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上の領域において、延性、伸びフランジ性、溶接性に加えて、曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板が提供されている。
　特許文献２では、延性と伸びフランジ性に優れ、高降伏比を有する引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板およびその製造方法が提供されている。
　特許文献３では、引張強さが１．４ＧＰａ以上、かつ、全伸びが８．０％以上であり、優れた靱性、スケール密着性およびスケール剥離性を有する熱処理鋼板部材およびその製造方法が提案されている。
　特許文献４では、引張強さが１．４ＧＰａ以上、かつ、降伏比が０．６５以上であり、優れた靱性、スケール密着性およびスケール剥離性を有する熱処理鋼板部材およびその製造方法が提案されている。
　特許文献５では、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、優れた延性および伸びフランジ性を有する高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。
　特許文献６では、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、優れた延性、伸びフランジ性および曲げ加工性を有する高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。
特開２０１５－２０００１２号公報 特許第６１７２２９８号公報 ＷＯ２０１６／１６３４６８号公報 ＷＯ２０１６／１６３４６９号公報 ＷＯ２０１７／１３８５０３号公報 ＷＯ２０１７／１３８５０４号公報
　しかしながら、特許文献１、２、５および６に記載の高強度鋼板では、靱性について考慮されていない。また、特許文献３および４に記載の熱処理鋼板部材では、伸びフランジ性および曲げ性について考慮されていない。このように、強度、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性を総合的に満足する鋼板は存在しない。
　本発明は、かかる事情に鑑み開発されたもので、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性に優れた１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　なお、本発明において、部品の寸法精度に優れるとは、部品の寸法精度の指標である降伏比（ＹＲ）が６５％以上８５％以下とする。なお、ＹＲは次式（１）で求められる。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ・・・・（１）
また、伸びフランジ性に優れるとは、伸びフランジ性の指標である穴広げ率（λ）の値が３０％以上を意味する。
また、曲げ性は曲げ試験の合格率で評価し、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが５以下となる最大のＲにおいて、５サンプルの曲げ試験を実施し、次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生有無の評価を行い、５サンプルとも割れない場合、つまり、合格率１００％の場合のみ、曲げ性に優れると判断した。
また、靱性に優れるとは、シャルピー衝撃試験より得られた脆性－延性遷移温度が－４０℃以下とする。
　本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下のことを見出した。
（１）硬質相（マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト）を主体とする組織とすることで、伸びフランジ性を３０％以上に実現できる。
（２）残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比を０．０５以上０．４０以下とすることで、部品の寸法精度の指標であるＹＲを６５％以上８５％以下に実現できる。
（３）マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径を５．３μｍ以下とすることで、靱性の指標である脆性－延性遷移温度を－４０℃以下に実現できる。
（４）さらに好ましくは、表層軟化厚みを１０μｍ以上１００μｍ以下とすることで、曲げ性を向上できる。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０９％以上０．３７％以下、
Ｓｉ：０．７０％超２．００％以下、
Ｍｎ：２．６０％以上３．６０％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、
炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトが面積率で５５％以上であり、
炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトが面積率で５％以上４０％以下であり、
残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．０５以上０．４０以下であり、
前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径がそれぞれ５．３μｍ以下である鋼組織を有し、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
なお、[％Ｃ]は、鋼中の成分元素Ｃの含有量（質量％）を示す。
［２］前記鋼組織は、さらに、表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下である［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０１０％以上０．５００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］さらに、鋼板表面にめっき層を有する［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し得られた冷延板を、
２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度が１０℃／ｓ以上、加熱温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で加熱し、
次いで、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間が７０ｓ以上７００ｓ以下、かつ、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度が１０．０℃／ｓ以下となる条件で冷却する焼鈍を行う高強度鋼板の製造方法。
［６］前記加熱温度域での酸素濃度が２ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下、かつ、露点が－３５℃以上である［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記焼鈍の後に、さらにめっき処理を施す［５］または［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性に優れた１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費向上を図ることができる。したがって、産業上の利用価値は極めて大きい。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　先ず、高強度鋼板の成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０９％以上０．３７％以下
　Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの分率や、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０９％未満では、マルテンサイトの分率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３７％を超えると、焼戻しマルテンサイトの分率が減少し、伸びフランジ性の指標である穴広げ率（λ）を３０％以上に実現することが困難になる。したがって、Ｃの含有量は、０．０９％以上０．３７％以下とする。好ましくは０．１０％以上とする。好ましくは０．３６％以下とする。より好ましくは０．１１％以上とする。より好ましくは０．３５％以下とする。
　Ｓｉ：０．７０％超２．００％以下
　Ｓｉは、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、残留オーステナイトの分率や、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．７０％以下では、残留オーステナイトを生成することができず、ＹＲを所望の範囲内に制御することができない。一方、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇するため、打抜きおよび穴広げ時のボイドの生成が増加してしまい、λが減少する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．７０％超２．００％以下とする。好ましくは０．８０％以上とする。好ましくは１．８０％以下とする。より好ましくは０．９０％以上とする。より好ましくは１．７０％以下とする。
　Ｍｎ：２．６０％以上３．６０％以下
　Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの分率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が２．６０％未満では、マルテンサイトの分率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が３．６０％を超えると、焼戻しマルテンサイトの分率が減少し、λを３０％以上に実現することが困難になる。したがって、Ｍｎの含有量は、２．６０％以上３．６０％以下とする。好ましくは２．６５％以上とする。好ましくは３．５０％以下とする。より好ましくは２．７０％以上とする。より好ましくは３．４０％以下とする。
　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、靱性が低下してしまい、所望の脆性－延性遷移温度を実現することができない。また、Ｐは鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。したがって、Ｐの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。好ましくは０．００２％以上とする。好ましくは０．０７０％以下とする。より好ましくは０．００３％以上とする。より好ましくは０．０５０％以下とする。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、硫化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００５０％以下とする。
　Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下
　Ａｌは、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、残留オーステナイトの分率や、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。こうした効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．０１０％以上にする必要がある。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、フェライトが生成し、ＹＲを所望の範囲内に制御することができない。したがって、Ａｌの含有量は、０．０１０％以上１．０００％以下とする。好ましくは０．０１５％以上とする。好ましくは０．５００％以下とする。より好ましくは０．０２０％以上とする。より好ましくは０．１００％以下とする。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００５％以上とする。好ましくは０．００５０％以下とする。
　本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、Ｍｏ：０．０１０％以上０．５００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素が、単独で、あるいは組み合わせて含有されることが好ましい。
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを添加することで、連続焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇し、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が減少することから、鋼板の靱性を向上させることができる。こうした効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量を、それぞれ０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量がそれぞれ０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．００１％以上０．１００％以下とする。好ましくは０．００５％以上とする。好ましくは０．０６０％以下とする。
　Ｂは、マルテンサイト変態開始温度を低下させることなく、焼入れ性を向上させることができる元素であり、連続焼鈍時の冷却過程でのフェライトの生成を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上にする必要がある。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００２％以上とする。好ましくは０．００５０％以下とする。
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを生成させるのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｏの含有量を０．０１０％以上にする必要がある。一方、Ｍｏの含有量が０．５００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｍｏを添加する場合、その含有量は０．０１０％以上０．５００％以下とする。好ましくは０．０２０％以上とする。好ましくは０．４５０％以下とする。
　ＣｒおよびＣｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、連続焼鈍時の冷却過程で、オーステナイトを安定化し、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの生成を容易にする。こうした効果を得るためには、ＣｒおよびＣｕの含有量は、それぞれ０．０１％以上にする必要がある。一方、ＣｒおよびＣｕの含有量がそれぞれ１．００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、ＣｒおよびＣｕを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０１％以上１．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上とする。好ましくは０．７０％以下とする。
　Ｎｉは、焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを生成させるのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｎｉの含有量が０．５０％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合、その含有量は０．０１％以上０．５０％以下とする。好ましくは０．０２％以上とする。好ましくは０．４５％以下とする。
　ＳｂおよびＳｎは、表層軟化厚みを制御するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＳｂおよびＳｎの含有量は、それぞれ０．００１％以上にする必要がある。一方、ＳｂおよびＳｎの含有量がそれぞれ０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、ＳｂおよびＳｎを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．００１％以上０．２００％以下とする。好ましくは０．００５％以上とする。好ましくは０．１００％以下とする。
　Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。加えて、Ｔａには、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による鋼板の強度向上への寄与率を安定化させる効果があると考えられる。こうした効果を得るためには、Ｔａの含有量は０．００１％にする必要がある。一方、Ｔａの含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｔａを添加する場合、その含有量は０．００１％以上０．１００％以下とする。
　ＣａおよびＭｇは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＣａおよびＭｇの含有量は、それぞれ０．０００１％以上にする必要がある。一方、ＣａおよびＭｇの含有量がそれぞれ０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、ＣａおよびＭｇを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
　Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒは、いずれも介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの含有量は、それぞれ０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの含有量がそれぞれ０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
　ＲＥＭは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＲＥＭの含有量は、０．０００１％以上にする必要がある。一方、ＲＥＭの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、ＲＥＭを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
　上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、上記任意成分について、含有量が下限値未満の場合には本発明の効果を害さないため、これら任意元素を下限値未満含む場合は、これらの任意元素を不可避的不純物として含むものとする。
　次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
　炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率：５５％以上
　炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトを主相とすることで、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが可能となる。こうした効果を得るためには、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率を５５％以上にする必要がある。なお、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率の上限は特に規定しないが、所望のλおよびＹＲを実現するためには９５％以下であることが好ましく、より好ましくは９０％以下とする。したがって、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率は５５％以上とする。好ましくは５６％以上とする。好ましくは９５％以下とする。より好ましくは５７％以上とする。より好ましくは９０％以下とする。なお、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトは焼入れマルテンサイトと定義することもできる。また、[％Ｃ]は、鋼中の成分元素Ｃの含有量（質量％）を示す。
　炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトの面積率：５％以上４０％以下
　炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトを、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトに隣接させることで、所望のλおよびＹＲを実現することができる。こうした効果を得るためには、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトの面積率を５％以上にする必要がある。一方、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトが４０％を超えると、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率が減少してしまい、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトの面積率は５％以上４０％以下とする。好ましくは６％以上とする。好ましくは３９％以上とする。より好ましくは７％以上とする。好ましくは３８％以上とする。なお、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトはベイナイトと定義することもできる。また、[％Ｃ]は、鋼中の成分元素Ｃの含有量（質量％）を示す。
　ここで、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトの面積率、および、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。
　鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストで研磨し、その後、アルミナを用いて仕上げ研磨を施す。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、加速電圧を７ｋＶ、測定領域を２２．５μｍ×２２．５μｍの条件で３視野測定し、測定後のデータを検量線法により炭素濃度に変換した。３視野のデータを合計し、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さい領域をマルテンサイト、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下の領域を焼戻しマルテンサイトと定義することで、それぞれの面積率を算出した。
　残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比：０．０５以上０．４０以下
　本発明において、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比（残留オーステナイト中の炭素濃度［質量％］／残留オーステナイトの体積率［体積％］）は、極めて重要な発明構成要件である。残留オーステナイトの体積率および残留オーステナイト中の炭素濃度を同時に制御することで、所望のＹＲを実現することができる。こうした効果を得るためには、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比を０．０５以上にする必要がある。一方、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．４０を超えると、打抜き時に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇するため、打抜きおよび穴広げ時のボイドの生成が増加してしまい、λが減少する。また、ＹＲが増加する。したがって、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比は０．０５以上０．４０以下とする。好ましくは０．０７以上とする。好ましくは０．３８以下とする。より好ましくは０．０９以上とする。好ましくは０．３６以下とする。
　ここで、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比の測定方法は、以下の通りである。
　鋼板表層から板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が観察面となるように、研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した。その面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、オーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、フェライトの（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、フェライトの各面からの積分反射強度に対するオーステナイトの各面からの積分反射強度の強度比からオーステナイトの体積率を求め、これを残留オーステナイトの体積率とした。また、残留オーステナイト中の炭素濃度は、まず残留オーステナイトの格子定数をオーステナイトの（２２０）面の回折ピークシフト量から式（２）により算出し、得られた残留オーステナイトの格子定数を式（３）に代入することにより算出した。
ａ＝１．７９０２１√２／ｓｉｎθ　・・・（２）
ａ＝３．５７８＋０．０００９５［Ｍｎ］＋０．０２２［Ｎ］＋０．０００６［Ｃｒ］＋０．００３１［Ｍｏ］＋０．００５１［Ｎｂ］＋０．００３９［Ｔｉ］＋＋０．００５６［Ａｌ］＋０．０３３［Ｃ］　・・・（３）
ここで、ａは残留オーステナイトの格子定数（Å）、θは（２２０）面の回折ピーク角度を２で除した値（ｒａｄ）、［Ｍ］は残留オーステナイト中の元素Ｍの質量％である。本発明では残留オーステナイト中のＣ以外の元素Ｍの質量％は、鋼全体に占める質量％とした。
　マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径：５．３μｍ以下
　本発明において、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、極めて重要な発明構成要件である。所望の材質を得るためには、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの組織の微細化が重要である。マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトはともにオーステナイトから生成するため、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの結晶粒径はともにオーステナイトの結晶粒径の影響を受ける。そのため、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトをそれぞれ区別し、個々の粒径を制御する必要はなく、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径を減少させることで、鋼板の靱性を向上することができる。こうした効果を得るためには、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径をそれぞれ５．３μｍ以下にする必要がある。なお、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径の下限はそれぞれ特に規定しないが、所望のＹＲを実現するためには１．０μｍ以上であることが好ましく、より好ましくは２．０μｍ以上とする。したがって、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径をそれぞれ５．３μｍ以下とする。好ましくは１．０μｍ以上とする。好ましくは５．０μｍ以下とする。より好ましくは２．０μｍ以上とする。より好ましくは４．９μｍ以下とする。
　ここで、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径の測定方法は、以下の通りである。
　鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化した後、０．１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去し、次いで、板厚１／４位置について、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて、ステップサイズ０．０５μｍの条件で結晶方位を測定し、得られたデータを、ＡＭＥＴＥＫ　ＥＤＡＸ社のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、ピクセル間方位差が５°以上の場合を粒界と定義することで算出した。ここで本データは、元データをＧｒａｉｎ　Ｄｉｌａｔｉｏｎ法（Ｇｒａｉｎ　Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ　Ａｎｇｌｅ：５、Ｍｉｎｉｍｕｍ　Ｇｒａｉｎ　Ｓｉｚｅ：２）を用いてクリーンアップ処理を１回処理した後、ＣＩ（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ　Ｉｎｄｅｘ）＞０．０５を閾値と設定した。
　表層軟化厚み：１０μｍ以上１００μｍ以下（好適条件）
　板厚１／４位置と比較して、鋼板の表層部を軟化させることで、所望の曲げ性を実現することができる。こうした効果を得るためには、表層軟化厚みを１０μｍ以上にすることが好ましい。一方、所望のＴＳを実現するためには、表層軟化厚みが１００μｍ以下であることが好ましい。したがって、表層軟化厚みは１０μｍ以上１００μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは１２μｍ以上とする。より好ましくは８０μｍ以下とする。さらに好ましくは１５μｍ以上とする。さらに好ましくは６０μｍ以下とする。
　ここで、表層軟化厚みの測定方法は、以下の通りである。
　鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨により表面を平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重２５ｇｆで、表層から５μｍの位置より板厚中心まで、５μｍ間隔で測定を行った。板厚１／４位置で得られた硬度より８５％減少した硬度が占める領域を軟化領域とし、鋼板表層からの軟化領域を表層軟化厚みと定義した。
　また、本発明に従う鋼組織では、上述したマルテンサイト（焼入れマルテンサイト）、焼戻しマルテンサイト（ベイナイト）、および、残留オーステナイト以外に、フェライト、パーライト、セメンタイト等の炭化物やその他鋼板の組織として公知のものが、面積率で３％以下の範囲であれば、含まれていても、本発明の効果が損なわれることはない。なお、その他の鋼板の組織（残部組織）は、例えばＳＥＭ観察で確認し判定すればよい。
　本発明の高強度鋼板の成分組成および鋼組織は上記の通りである。また、高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。
　また、本発明の高強度鋼板は、さらに鋼板表面にめっき層を備えてもよい。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とし残部はＺｎとすることが好ましい。また、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層の場合、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ及びＬａから選ばれる一種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。
　また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層の場合、一般的には、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成である。本発明では、片面あたりのめっき付着量が２０～８０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層を有することが好ましい。また、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７～２０質量％である。
　次に、本発明の製造方法について説明する。
　本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。また、鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。スラブを加熱する場合は、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、スラブ加熱温度を１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。また、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。仕上げ圧延は、圧延負荷の増大や、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、圧延方向に伸長した異常な組織が発達した結果、焼鈍板の加工性を低下させる場合があるため、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度で行うことが好ましい。また、熱間圧延後の巻取温度は、焼鈍板の加工性を低下する懸念があることから、３００℃以上７００℃以下で行うことが好ましい。
　なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
　このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。
　上記のようにして得られた熱延後酸洗処理板に冷間圧延を施す際、熱延後酸洗処理板のままで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。
　冷間圧延の条件は特に限定しないが、冷間圧延における圧下率は３０％以上８０％以下とすることが好ましい。なお、圧延パスの回数、各パスの圧下率については、特に限定されることなく本発明の効果を得ることができる。
　上記のようにして得られた冷延板に、焼鈍を行う。焼鈍条件は以下のとおりである。
　２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度：１０℃／ｓ以上
　本発明において、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、極めて重要な発明構成要件である。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を上昇することで、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径を制御し、所望の靱性を実現することができる。こうした効果を得るためには、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上にする必要がある。なお、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度の上限は特に規定しないが、所望のＹＲを実現するためには５０℃／ｓ以下であることが好ましく、より好ましくは４０℃／ｓ以下とする。したがって、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は１０℃／ｓ以上とする。好ましくは１２℃／ｓ以上とする。好ましくは５０℃／ｓ以下とする。より好ましくは１４℃／ｓ以上とする。より好ましくは４０℃／ｓ以下とする。
　加熱温度：８５０℃以上９５０℃以下
　加熱温度（焼鈍温度）が８５０℃未満では、フェライトとオーステナイトの二相域での焼鈍処理になるため、焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、所望のλおよびＹＲを実現することが困難になる。一方、加熱温度が９５０℃を超えると、焼鈍中のオーステナイトの結晶粒が粗大化してしまい、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が増大するため、所望の靱性を実現することができない。したがって、加熱温度は８５０℃以上９５０℃以下とする。好ましくは８６０℃以上とする。好ましくは９４０℃以下とする。より好ましくは８７０℃以上とする。より好ましくは９３０℃以下とする。
　なお、上記加熱温度での保持時間は特に限定しないが、１０ｓ以上６００ｓ以下とすることが好ましい。
　また、加熱温度以下４００℃以上における平均冷却速度は特に限定しないが、５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　加熱温度域における酸素濃度：２ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下（好適条件）
　焼鈍時、加熱温度域における酸素濃度を上昇させることで、空気中の酸素を介して脱炭が進行し、鋼板表層部に軟化層が形成することができ、その結果、所望のＲ／ｔを実現することができる。こうした効果を得るためには、加熱温度域における酸素濃度を２ｐｐｍ以上にすることが好ましい。一方、所望のＴＳを実現するためには、加熱温度域における酸素濃度を３０ｐｐｍ以下とすることが好ましい。したがって、加熱温度域における酸素濃度は２ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは４ｐｐｍ以上とする。より好ましくは２８ｐｐｍ以下とする。さらに好ましくは５ｐｐｍ以上とする。さらに好ましくは２５ｐｐｍ以下とする。なお、上記加熱温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記加熱温度域にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整する。
　加熱温度域における露点：－３５℃以上（好適条件）
　焼鈍時、加熱温度域における露点を上昇させることで、空気中の水分を介して脱炭が進行し、鋼板表層部に軟化層が形成することができ、その結果、所望のＲ／ｔを実現することができる。こうした効果を得るためには、加熱温度域における露点を－３５℃以上にすることが好ましい。なお、加熱温度域における露点の上限は特に規定しないが、所望のＴＳを実現するためには１５℃以下であることが好ましく、より好ましくは５℃以下とする。したがって、上記加熱温度域における露点は－３５℃以上とすることが好ましい。より好ましくは－３０℃以上とする。より好ましくは１５℃以下とする。さらに好ましくは－２５℃以上とする。さらに好ましくは５℃以下とする。なお、上記加熱温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記加熱温度域にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
　５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間：７０ｓ以上７００ｓ以下
　本発明において、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間は、極めて重要な発明構成要件である。５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間を適正に制御することで、残留オーステナイトの体積率および残留オーステナイト中の炭素濃度を制御することでき、その結果、所望のＹＲを実現することができる。こうした効果を得るためには、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間を７０ｓ以上にする必要がある。一方、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間が７００ｓを超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が増加し、打抜き時に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇するため、打抜きおよび穴広げ時のボイドの生成が増加してしまい、λが減少する。また、ＹＲが増加する。したがって、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間は７０ｓ以上７００ｓ以下とする。好ましくは７５ｓ以上とする。好ましくは５００ｓ以下とする。より好ましくは８０ｓ以上とする。より好ましくは４００ｓ以下とする。
　５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度：１０．０℃／ｓ以下
　本発明において、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度は、極めて重要な発明構成要件である。５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度を適正に制御することで、残留オーステナイトの体積率および残留オーステナイト中の炭素濃度を制御することでき、その結果、所望のＹＲを実現することができる。こうした効果を得るためには、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度を１０．０℃／ｓ以下にする必要がある。なお、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度の下限は特に規定しないが、所望のλを実現するためには、０．５℃／ｓ以上であることが好ましく、より好ましくは１．０℃／ｓ以上とする。したがって、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度は１０．０℃／ｓ以下とする。好ましくは０．５℃／ｓ以上とする。好ましくは７．０℃／ｓとする。より好ましくは１．０℃／ｓ以上とする。より好ましくは５．０℃／ｓとする。
　５０℃未満の冷却は、特に規定する必要がなく、任意の方法により所望の温度に冷却してよい。なお、上記所望の温度は、室温程度が望ましい。
　また、上記の高強度鋼板に調質圧延を施してもよい。スキンパス圧延での圧下率は、１．５％を超えると、鋼の降伏応力が上昇しＹＲが増加することから、１．５％以下とすることが好適である。なお、スキンパス圧延での圧下率の下限は、特に限定しないが、生産性の観点から０．１％以上が好ましい。
　なお、高強度鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
　本発明では、焼鈍の後に、さらに高強度鋼板にめっき処理を施してもよい。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。
　なお、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、高強度鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき後に、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。４７０℃未満では、Ｚｎ?Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、生産性が損なわれる。一方、６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳが低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４７０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましく、４７０℃以上５６０℃以下の温度域で合金化処理を施すことがより好ましい。また、電気亜鉛めっき処理を施してもよい。また、めっき付着量は片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７～１５質量％とすることが好ましい。
　めっき処理後のスキンパス圧延での圧下率は、０．１％以上２．０％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、２．０％を超えると、生産性が著しく低下し、かつ、ＹＲが増加するので、これを良好範囲の上限とする。スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
　その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施した。
　次いで、表２に示した条件で焼鈍処理を施し、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。さらに、一部の高強度冷延鋼板にめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、および、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌ：０．１４～０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、また、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とする。また、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。めっき層をＺｎ―Ｎｉめっき層とするＥＧでは、めっき層中のＮｉ含有量を９質量％以上２５質量％以下とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　以上のようにして得られた高強度冷延鋼板および各めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、伸びフランジ性、曲げ性および靱性を価した。
　引張試験
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して直角方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳおよびＴＳを測定した。なお、本発明では、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上を合格と判断した。また、部品の寸法精度に優れるとは、部品の寸法精度の指標である降伏比（ＹＲ）が６５％以上８５％以下の場合を良好と判断した。なお、ＹＲは上述の式（１）に記載の計算方法で算出した。
　穴広げ試験
　穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍに剪断後、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。
なお、本発明では、伸びフランジ性の指標である穴広げ率（λ）の値が鋼板の強度に関係なく３０％以上の場合を、伸びフランジ性が良好と判断した。
　曲げ試験
　曲げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。その後、押込み荷重が１００ｋＮ、押付け保持時間が５秒とする条件で、９０°Ｖ曲げ試験を行った。なお、本発明では、曲げ性は曲げ試験の合格率で評価し、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが５以下となる最大のＲ（例えば、板厚が１．２ｍｍの場合、曲げ半径は７．０ｍｍ）において、５サンプルの曲げ試験を実施し、次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生有無の評価を行い、５サンプルとも割れない場合、つまり、合格率１００％の場合のみ、曲げ性が良好と判断した。ここで、亀裂発生有無は、曲げ頂点の稜線部をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）を用いて、４０倍の倍率で測定することにより評価した。
　シャルピー衝撃試験
　シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して直角方向がＶノッチ付与方向となるように、幅が１０ｍｍ、長さが５５ｍｍ、長さの中央部にノッチ深さが２ｍｍとなるよう９０°のＶノッチを付与した試験片を採取した。その後、－１２０～＋１２０℃の試験温度域でシャルピー衝撃試験を行い、得られた脆性破面率より遷移曲線を求め、脆性破面率が５０％となる温度を脆性－延性遷移温度と決定した。なお、本発明では、シャルピー試験より得られた脆性－延性遷移温度が－４０℃以下の場合を、靱性が良好と判断した。
　また、前述した方法にしたがって、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径、および、表層軟化厚みを求めた。また、残部組織についても組織観察で確認した。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、本発明例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性および靱性が優れている。一方、比較例では、強度（ＴＳ）、部品の寸法精度（ＹＲ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性および靱性のいずれか一つ以上が劣っている。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０９％以上０．３７％以下、
    Ｓｉ：０．７０％超２．００％以下、
    Ｍｎ：２．６０％以上３．６０％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下および
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、
    炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトが面積率で５５％以上であり、
    炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトが面積率で５％以上４０％以下であり、
    残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．０５以上０．４０以下であり、
    前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径がそれぞれ５．３μｍ以下である鋼組織を有し、
    引張強さが１１８０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
    なお、[％Ｃ]は、鋼中の成分元素Ｃの含有量（質量％）を示す。
  2. 　前記鋼組織は、さらに、表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下である請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
    Ｍｏ：０．０１０％以上０．５００％以下、
    Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、
    Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、
    Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　さらに、鋼板表面にめっき層を有する請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し得られた冷延板を、
    ２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度が１０℃／ｓ以上、加熱温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で加熱し、
    次いで、５０℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間が７０ｓ以上７００ｓ以下、かつ、５０℃以上２５０℃以下の温度域における平均冷却速度が１０．０℃／ｓ以下となる条件で冷却する焼鈍を行う高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記加熱温度域での酸素濃度が２ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下、かつ、露点が－３５℃以上である請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記焼鈍の後に、さらにめっき処理を施す請求項５または６に記載の高強度鋼板の製造方法。
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