WO2023281939A1 - 高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材 - Google Patents

高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材 Download PDF

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WO2023281939A1
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秀和 南
悠佑 和田
勇樹 田路
武志 西山
成駿 佐伯
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Definitions

  • the present disclosure relates to high-strength steel sheets, high-strength plated steel sheets, their manufacturing methods, and members.
  • the strength of steel sheets for automobiles is being increased, and new regulations are being introduced one after another. . Therefore, for the purpose of increasing the strength of the vehicle body, the application of high-strength steel sheets with a tensile strength (TS) of 1180 MPa class or higher is increasing in the main structural parts forming the skeleton of the automobile cabin.
  • TS tensile strength
  • Patent Document 1 discloses a high-strength resin with a tensile strength of 980 MPa or more that is excellent in ductility, stretch-flangeability, bendability and LME resistance and can be manufactured with high dimensional accuracy.
  • a steel plate is provided.
  • the high-strength steel sheet described in Patent Document 1 comprehensively satisfies strength, ductility, stretch-flangeability, bendability, and LME resistance properties, and it is possible to manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • the high-strength steel sheet described in Patent Document 1 has a TS of 980 MPa class, and there is room for further improvement in strength.
  • An object of the present invention is to provide an advantageous manufacturing method for the high-strength steel sheet.
  • excellent stretch-flangeability means that the value of the hole expansion ratio ( ⁇ ), which is an index of stretch-flangeability, is 25% or more.
  • Bendability is evaluated by the pass rate of the bending test, and the bending test is performed on 5 samples at the maximum R at which the value R / t obtained by dividing the bending radius (R) by the plate thickness (t) is 5 or less, and then , The presence or absence of cracking at the ridgeline of the bending apex is evaluated, and the bendability is judged to be excellent only when none of the five samples are cracked, that is, when the pass rate is 100%.
  • the fracture part of the test piece after the high temperature tensile test described in the example was cut so that the plate thickness section (L section) parallel to the tensile direction of the test piece became the observation surface, Observe the plate thickness cross-section and determine the plate thickness t at a position 400 ⁇ m away from the tip of the tensile fracture. If the plate thickness reduction amount obtained by substituting the plate thickness t into the following equation (3) is 0.20 or more, it is determined that the LME resistance is excellent.
  • Plate thickness reduction rate (t 0 - t) / t 0 (3)
  • t0 is the initial plate thickness of the notched tensile test piece before the high temperature tensile test
  • t is the plate thickness at a position 400 ⁇ m away from the tensile fracture tip toward the grip side after the high temperature tensile test.
  • t is determined as shown.
  • the numerical value of the plate thickness reduction rate is large, that is, when fracture occurs after a large constriction occurs during the high-temperature tensile test, it is judged that the LME resistance is excellent.
  • a stretch-flangeability of 25% or more can be achieved by using a structure mainly composed of martensite (quenched martensite and tempered martensite).
  • the YR which is an index of the dimensional accuracy of the part, is 65% or more and 90% or less.
  • the present disclosure has been made based on the above findings. That is, the gist configuration of the present disclosure is as follows.
  • the amount of free Ti (%) [% Ti] - (47.9/14.0) x [% N] - (47.9/32.1) x [% S] (1)
  • [%X] in the formula (1) represents the content (% by mass) of the element X in the steel, and is set to 0 when not contained.
  • the component composition further includes, in % by mass, O: 0.0100% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less,
  • Heating to the heating temperature is 40 s or more, and 820 ° C. or more. Heating to the heating temperature of , performing an annealing step of cooling to 150 ° C. or less with an average cooling rate of 1.0 ° C./s or more in the temperature range of 250 ° C. or higher and 400 ° C. or lower to obtain a high-strength steel plate, high A method for producing a high strength steel plate.
  • a method for producing a high-strength plated steel sheet wherein, after the annealing step described in [5] or [6] above, at least one side of the high-strength steel plate is plated to obtain a high-strength plated steel plate. .
  • C is one of the important basic components of steel, especially in the present disclosure, it is an important element that affects the area fraction of martensite, ferrite and the volume fraction of retained austenite. If the C content is less than 0.090%, the area ratio of martensite decreases and the area ratio of ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.390%, the carbon concentration in retained austenite increases excessively, and the hardness of martensite generated from retained austenite during punching greatly increases. As a result, crack growth is accelerated during hole expansion, and ⁇ is reduced. Also, the bendability is reduced.
  • the content of C is set to 0.090% or more and 0.390% or less.
  • the content of C is preferably 0.100% or more.
  • the content of C is preferably 0.360% or less.
  • the content of C is more preferably 0.110% or more.
  • the C content is more preferably 0.350% or less.
  • Si 0.01% or more and 2.50% or less
  • Si is one of the important basic components of steel, and in particular, in the present disclosure, it suppresses the formation of carbides during annealing and promotes the formation of retained austenite, so it is an element that affects the volume fraction of retained austenite. .
  • Si exhibits a large resistance to temper softening at 400° C. or less, it is an element that affects the hardness fluctuation frequency per 1500 ⁇ m in the plate width direction at a plate thickness of 200 ⁇ m.
  • the Si content should be 0.01% or more and 2.50% or less.
  • the Si content is preferably 0.10% or more.
  • the Si content is preferably 2.00% or less.
  • the Si content is more preferably 0.15% or more.
  • the Si content is more preferably 1.50% or less.
  • Mn is one of the important basic constituents of steel, especially in this disclosure, an important element that affects the area fraction of martensite. If the Mn content is less than 2.00%, the area ratio of martensite decreases and the area ratio of ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 4.00%, the hardness distribution of martensite in the sheet width direction becomes uneven, so the hardness fluctuation frequency per 1500 ⁇ m in the sheet width direction at the sheet thickness position of 200 ⁇ m is 20 times. is exceeded, and the bendability is lowered. Therefore, the content of Mn is set to 2.00% or more and 4.00% or less. The content of Mn is preferably 2.20% or more. The Mn content is preferably 3.80% or less. The Mn content is more preferably 2.50% or more. The Mn content is more preferably 3.60% or less.
  • the P content should be 0.100% or less.
  • the lower limit of the P content is not specified, it is preferably 0.001% or more because P is a solid-solution strengthening element and can increase the strength of the steel sheet. Therefore, the P content should be 0.100% or less. It is preferably 0.001% or more. It is preferably 0.070% or less.
  • S 0.0200% or less
  • S exists as a sulfide and lowers the ultimate deformability of steel, thus lowering ⁇ . Also, the bendability is reduced. Therefore, the S content should be 0.0200% or less.
  • the lower limit of the S content is not specified, it is preferable that the S content is 0.0001% or more due to production technology restrictions. Therefore, the S content should be 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0001% or more.
  • the S content is preferably 0.0050% or less.
  • Al 0.100% or less
  • the Al content should be 0.100% or less.
  • the Al content is preferably 0.001% or more because it suppresses the formation of carbides during continuous annealing and promotes the formation of retained austenite. Therefore, the Al content is set to 0.100% or less.
  • the Al content is preferably 0.001% or more.
  • the Al content is preferably 0.050% or less.
  • N 0.0100% or less
  • N exists as a nitride and lowers the ultimate deformability of the steel sheet, which reduces ⁇ . Also, the bendability is reduced. Therefore, the N content should be 0.0100% or less.
  • the lower limit of the N content is not specified, it is preferable that the N content is 0.0005% or more due to production technology restrictions. Therefore, the content of N is set to 0.0100% or less.
  • the content of N is preferably 0.0005% or more.
  • the N content is preferably 0.0050% or less.
  • Nb increases the strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • the Nb content must be 0.002% or more.
  • the content of Nb is set to 0.002% or more and 0.100% or less.
  • the content of Nb is preferably 0.003% or more.
  • the content of Nb is preferably 0.060% or less.
  • the content of Nb is more preferably 0.004% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.030% or less.
  • Ti increases the strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing. Also, by adding Ti, the total amount of solid solution of Nb in the plate thickness surface layer and the amount of Nb precipitate of 100 nm or less can be increased, and good LME resistance can be realized. To obtain such effects, the Ti content must be 0.005% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.100%, the carbides, nitrides or carbonitrides become coarse, and the amount of these increases, resulting in a decrease in bendability. Therefore, the Ti content should be 0.005% or more and 0.100% or less. The Ti content is preferably 0.008% or more. The Ti content is preferably 0.060% or less. The Ti content is more preferably 0.010% or more. The Ti content is more preferably 0.030% or less.
  • B is an element that can improve the hardenability without lowering the martensite transformation start temperature, and can suppress the formation of ferrite in the cooling process during annealing. In order to obtain such effects, the B content must be 0.0002% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0100%, cracks occur inside the steel sheet during hot rolling, and the ultimate deformability of the steel sheet is lowered, resulting in a decrease in ⁇ . Also, the bendability is reduced. Therefore, when B is added, its content should be 0.0002% or more and 0.0100% or less.
  • the content of B is preferably 0.0003% or more.
  • the content of B is preferably 0.0050% or less.
  • the content of B is more preferably 0.0004% or more.
  • the content of B is more preferably 0.0040% or less.
  • [%Si]/[%Mn] should be 0.10 or more and 0.60 or less.
  • [%Si]/[%Mn] is preferably 0.12 or more.
  • [%Si]/[%Mn] is preferably 0.50 or less.
  • [%Si]/[%Mn] is more preferably 0.13 or more.
  • [%Si]/[%Mn] is more preferably 0.40 or less.
  • Free Ti amount [% Ti] - (47.9/14.0) x [% N] - (47.9/32.1) x [% S]: 0.001% or more] (1)
  • the amount of free Ti should be 0.001% or more.
  • the amount of free Ti is 0.040 because the carbides, nitrides, or carbonitrides become coarse and the amount thereof increases, resulting in a decrease in bendability. %. Therefore, the amount of free Ti should be 0.001% or more.
  • the amount of free Ti is preferably 0.002% or more.
  • the amount of free Ti is preferably 0.040% or less.
  • a high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention has a chemical composition containing the above elements, with the balance being Fe and unavoidable impurities. Moreover, preferably, the high-strength steel sheet according to one embodiment of the present invention has a chemical composition containing the above elements with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities include Zn, Pb and As. These impurities are allowed to be contained as long as the total amount is 0.100% or less.
  • the chemical composition of the high-strength steel sheet of the present disclosure further includes, in mass%, O: 0.0100% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W : 0.10% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0 .200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100 % or less, Hf: 0.10% or less, and Bi: 0.200% or less, either alone or in combination.
  • O exists as an oxide and lowers the ultimate deformability of the steel sheet. Therefore, when the O content exceeds 0.0100%, ⁇ decreases. Also, the bendability is reduced. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less. Although the lower limit of the O content is not particularly specified, it is preferable that the O content is 0.0001% or more due to production technology restrictions. Therefore, when it is added, the content of O should be 0.0100% or less. The O content is preferably 0.0001% or more. The O content is preferably 0.0050% or less.
  • V 0.200% or less
  • V produces a large amount of coarse precipitates and inclusions and lowers the ultimate deformability of the steel sheet. Also, the bendability is reduced. Therefore, the V content is set to 0.200% or less.
  • the lower limit of the V content is not particularly specified, but by setting the V content to 0.001% or more, fine carbides, nitrides, or carbonitrides are formed during hot rolling or continuous annealing. By doing so, the strength of the steel plate is increased.
  • the recrystallization temperature in the heating process during annealing rises, and the average value of the ratio of the grain size in the rolling direction to the grain size in the plate thickness direction of the prior austenite grains is reduced.
  • V content is preferably 0.001% or more. Therefore, when V is added, the content of V should be 0.200% or less. The V content is preferably 0.001% or more. The V content is preferably 0.100% or less.
  • Ta and W should each be 0.10% or less.
  • the lower limits of the contents of Ta and W are not particularly specified, the strength of the steel sheet is increased by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing.
  • the contents of Ta and W are preferably 0.01% or more. Therefore, when added, the contents of Ta and W should each be 0.10% or less.
  • the contents of Ta and W are each preferably 0.01% or more.
  • the contents of Ta and W are each preferably 0.08% or less.
  • the Co content is set to 0.010% or less.
  • the lower limit of the Co content is not particularly specified, the Co content is preferably 0.001% or more because Co is an element that improves hardenability. Therefore, when Co is added, the content of Co should be 0.010% or less.
  • the Co content is preferably 0.001% or more.
  • the Co content is preferably 0.008% or less.
  • the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more because Cu is an element that improves hardenability. Therefore, when Cu is added, the content of Cu should be 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is preferably 0.80% or less.
  • the Sn content is set to 0.200% or less.
  • the Sn content is preferably 0.001% or more because Sn is an element that improves hardenability. Therefore, when it is added, the content of Sn should be 0.200% or less.
  • the Sn content is preferably 0.001% or more.
  • the Sn content is preferably 0.100% or less.
  • the Sb content is set to 0.200% or less.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more because Sb is an element that controls the softened thickness of the surface layer and enables strength adjustment. . Therefore, when Sb is added, the content of Sb should be 0.200% or less.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more.
  • the Sb content is preferably 0.100% or less.
  • the contents of Zr and Te should each be 0.100% or less.
  • the contents of Zr and Te are each 0 because they are elements that spheroidize the shape of nitrides and sulfides and improve the ultimate deformability of the steel sheet. .001% or more is preferable. Therefore, when added, the contents of Zr and Te should be 0.100% or less.
  • the contents of Zr and Te are each preferably 0.001% or more.
  • the contents of Zr and Te are each preferably 0.080% or less.
  • Hf 0.10% or less
  • the Hf content is set to 0.10% or less.
  • the lower limit of the Hf content is not particularly specified, the Hf content is 0.01% or more because it is an element that spheroidizes the shape of nitrides and sulfides and improves the ultimate deformability of the steel sheet. preferably. Therefore, when Hf is added, the content of Hf should be 0.10% or less.
  • the Hf content is preferably 0.01% or more.
  • the Hf content is preferably 0.08% or less.
  • the Bi content is set to 0.200% or less.
  • the Bi content is preferably 0.001% or more because Bi is an element that reduces segregation. Therefore, when it is added, the content of Bi should be 0.200% or less.
  • the Bi content is preferably 0.001% or more.
  • the Bi content is preferably 0.100% or less.
  • each content is less than the preferred lower limit. In some cases, it is included as an unavoidable impurity because it does not impair the effects of the present invention.
  • the steel structure of the steel plate will be explained.
  • Area ratio of martensite 78% or more
  • the area ratio of martensite is set to 78% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably 79% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably 99% or less.
  • the area ratio of martensite is more preferably 80% or more.
  • the area ratio of martensite is more preferably 98% or less.
  • the area ratio of martensite is more preferably 82% or more.
  • the area ratio of martensite is more preferably 97% or less.
  • Martensite can also be defined as quenched martensite, tempered martensite and bainite.
  • the observation position of the area ratio of martensite is set to the 1/4 position of the plate thickness of the steel plate as described later.
  • the area ratio of ferrite is set to 10% or less.
  • the area ratio of ferrite is preferably 1% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 8% or less.
  • the area ratio of ferrite is more preferably 2% or more.
  • Ferrite can also be defined as bainitic ferrite.
  • the observation position of the area ratio of ferrite is set to the 1/4 position of the plate
  • the method for measuring the area ratio of martensite quenched martensite, tempered martensite and bainite
  • ferrite ferrite
  • the observation surface is mirror-polished using diamond paste, and then subjected to final polishing using colloidal silica. , 3 vol. Etch with % nital to reveal the tissue.
  • a SEM Sccanning Electron Microscope; scanning electron microscope
  • InLens detector is used to observe the 1/4 position of the plate thickness of the steel plate, and at a magnification of 5000 times, 17 ⁇ m ⁇ 23 ⁇ m. 3 views are observed in the visual field range of .
  • ferrite (bainitic ferrite), martensite (tempered martensite, bainite, and quenched martensite)
  • ferrite (bainitic ferrite), martensite (tempered martensite, bainite, and quenched martensite)
  • the area ratios obtained by dividing are calculated for the three fields of view, and the values are averaged to obtain the area ratio of each tissue.
  • ferrite (bainitic ferrite) is a concave structure with a flat structure that does not contain carbides
  • tempered martensite and bainite are concave structures containing fine carbides
  • quenched martensite is a convex structure. It is a structure with fine unevenness in the part and the inside of the structure, and can be distinguished from each other.
  • Tempered martensite, tempered martensite, and bainite need not be mutually distinguishable because the total area ratio is obtained as the area ratio of martensite.
  • volume fraction of retained austenite is set to less than 10.0%.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 0.5% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 8.0% or less.
  • the volume fraction of retained austenite is more preferably 1.0% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is more preferably 6.0% or less.
  • the method for measuring the volume fraction of retained austenite is as follows. After grinding, the steel plate was further polished by 0.1 mm by chemical polishing so that the 1/4 position of the plate thickness from the steel plate surface (the position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) was the observation surface.
  • the lower limit of the ratio of the grain size in the rolling direction to the grain size in the plate thickness direction of the prior austenite grains is not particularly limited, it is preferably 0.5 or more in order to control YR within a desired range. Therefore, the average value of the ratio of the grain size in the rolling direction to the grain size in the thickness direction of the prior austenite grains is set to 2.0 or less.
  • the average value of the ratio of the grain size in the rolling direction to the grain size in the thickness direction of the prior austenite grains is preferably 0.5 or more.
  • the average value of the ratio of the grain size in the rolling direction to the grain size in the plate thickness direction of prior austenite grains is preferably 1.9 or less.
  • the method of measuring the average value of the ratio of the grain size in the rolling direction to the grain size in the plate thickness direction of the prior austenite grains is as follows. After heat-treating the steel sheet at 600° C. for 10 minutes, a sample is cut out so that the thickness cross-section parallel to the rolling direction of the obtained steel sheet serves as an observation surface. Then, the viewing surface is mirror-polished with diamond paste. After that, the observed surface is further etched with an etching solution containing a picric acid saturated aqueous solution to which sulfonic acid, oxalic acid and ferrous chloride are added to expose prior austenite grain boundaries.
  • the observation surface is observed from three fields of view in a field of view of 169 ⁇ m ⁇ 225 ⁇ m at a magnification of 400 to obtain a tissue image.
  • Adobe Photoshop from Adobe Systems, Inc.
  • the ratio of the grain size in the rolling direction to the grain size in the plate thickness direction of prior austenite grains was calculated for three fields of view, and the average value of these values was obtained. , is the average value of the ratio (aspect ratio) of the grain size in the rolling direction to the grain size in the plate thickness direction of the prior austenite grains.
  • Total amount of solid solution of Nb in plate thickness surface layer and precipitation amount of 100 nm or less 0.002% by mass or more
  • this is an extremely important invention constituent feature.
  • the solid-soluted Nb and the precipitated Nb with a size of 100 nm or less dissolve and become a solid-solution state during the temperature rising process during the LME test.
  • the plate thickness surface layer's Nb solid-solution amount can be increased in the temperature rising process during the LME test.
  • Nb segregates at grain boundaries of austenite generated in the process of increasing the temperature during the LME test, suppressing the penetration of Zn into the steel sheet, so that good LME resistance can be achieved.
  • it is necessary to make the sum of the solid solution amount of Nb and the precipitation amount of 100 nm or less in the plate thickness surface layer 0.002% or more.
  • the upper limit of the sum of the solid solution amount of Nb and the precipitation amount of 100 nm or less in the sheet thickness surface layer is not particularly defined, and may be equal to or less than the Nb content. Therefore, the sum of the solid solution amount of Nb and the precipitation amount of 100 nm or less in the plate thickness surface layer is set to 0.002% or more.
  • the sum of the solid solution amount of Nb and the precipitation amount of 100 nm or less in the plate thickness surface layer is preferably 0.003% or more.
  • the sum of the amount of solid solution of Nb and the amount of precipitation of 100 nm or less in the plate thickness surface layer is preferably equal to or less than the content of Nb.
  • the method for measuring the sum of the solid solution amount of Nb and the amount of precipitated Nb of 100 nm or less in the plate thickness surface layer is as follows.
  • the sample is prepared only by removing dirt from the surface so that the surface of the steel sheet becomes the analysis surface, that is, the sample is used without surface polishing.
  • the sample was subjected to electrolytic extraction using 10% acetylacetone as an electrolytic solution, the electrolytic solution was collected, and the amount of solid solution and the amount of precipitation of Nb were determined by the method for quantifying solid solution components in microalloy steel described in Reference 1. analyse.
  • the electrolyte is sampled and used as a sample for solid solution component analysis. Also, the sample after electrolytic extraction is taken out from the electrolytic solution, transferred to a beaker containing methanol, and ultrasonically stirred. After stirring, the methanol is filtered through a filter paper with a pore size of 100 nm, and the filtrate that has passed through the filter is used as a precipitate analysis sample containing precipitates of 100 nm or less. The Nb solid solution amount is determined for the sample for solid solution component analysis by ICP emission spectrometry.
  • the precipitate analysis sample dry the filtrate, add nitric acid, perchloric acid and sulfuric acid, heat and dissolve until sulfuric acid white fumes appear, allow to cool, add hydrochloric acid, and rinse with pure water.
  • a solution is prepared by diluting it to a certain amount, and the amount of Nb deposited to a size of 100 nm or less is determined by ICP emission spectrometry.
  • the above analysis is performed after removing the hot-dip galvanized layer of the sample with an alkali.
  • the lower limit of the hardness fluctuation frequency per 1500 ⁇ m in the plate width direction on the plate surface at a plate thickness of 200 ⁇ m from the steel plate surface is not particularly limited, but the lower the hardness fluctuation frequency, the better.
  • the effect of disclosure is obtained. Therefore, the hardness fluctuation frequency per 1500 ⁇ m in the plate width direction on the plate surface at the plate thickness position of 200 ⁇ m is set to 20 times or less.
  • the hardness fluctuation frequency per 1500 ⁇ m in the plate width direction on the plate surface at the plate thickness position of 200 ⁇ m is preferably 0 times or more.
  • the hardness fluctuation frequency per 1500 ⁇ m in the width direction of the plate surface at the plate thickness position of 200 ⁇ m is preferably 10 times or less.
  • the method for measuring the hardness fluctuation frequency per 1500 ⁇ m in the plate width direction at the plate thickness of 200 ⁇ m is as follows. After grinding the surface of the steel plate so that the position of 200 ⁇ m thick (the position corresponding to 200 ⁇ m in the depth direction from the surface of the steel plate) becomes the observation surface, the observation surface is mirror-polished using diamond paste. Using a Vickers hardness tester, the observed surface after mirror polishing is measured for Vickers hardness at 100 points along the plate width direction at intervals of 15 ⁇ m under the condition of a load of 50 gf. The measurement position shall be the center of the plate width.
  • a hardness distribution measured in the sheet width direction with a Vickers hardness tester at a sheet thickness of 200 ⁇ m is prepared.
  • the value of ⁇ (maximum hardness Hv max ) ⁇ (minimum hardness Hv min ) ⁇ /2 is first calculated.
  • the value of ⁇ (maximum hardness Hv max ) ⁇ (minimum hardness Hv min ) ⁇ /2 is defined as a reference fluctuation amount, and the case where the hardness fluctuates up and down by more than the reference fluctuation amount is defined as one time,
  • the number of hardness fluctuations in the region (length 1500 ⁇ m) where the hardness was measured is measured. For example, as shown in FIG.
  • the number of times the hardness distribution curve fluctuates up and down by (Hv max ⁇ Hv min )/2 or more within the range of 1500 ⁇ m in the sheet width direction (thick line in the figure) is 2. If the frequency is 1,500 ⁇ m in the sheet width direction, the hardness fluctuation frequency is set to 2 times. Further, for example, as shown in FIG. 2(b), the number of times the hardness distribution curve fluctuates up and down by (Hv max ⁇ Hv min )/2 or more within a range of 1500 ⁇ m in the sheet width direction (thick line in the figure) is If it is 5 times, the hardness fluctuation frequency is set to 5 times per 1500 ⁇ m in the sheet width direction.
  • the bendability can be further improved by softening the surface layer portion of the steel sheet as compared with the position of 1/4 of the sheet thickness.
  • the softened surface layer thickness is preferably 100 ⁇ m or less in order to obtain particularly good TS. Therefore, the softened thickness of the surface layer is preferably 10 ⁇ m or more, and preferably 100 ⁇ m or less.
  • the surface layer softening thickness is more preferably 12 ⁇ m or more.
  • the surface layer softening thickness is more preferably 80 ⁇ m or less.
  • the surface layer softening thickness is more preferably 15 ⁇ m or more.
  • the surface layer softening thickness is more preferably 60 ⁇ m or less.
  • the surface layer softening thickness is measured as follows. That is, the thickness section (L section) parallel to the rolling direction of the steel sheet is subjected to wet polishing to smooth the surface. Then, using a Vickers hardness tester, the hardness is measured at intervals of 5 ⁇ m in the thickness (depth) direction from a position 10 ⁇ m deep from the surface of the steel sheet to the central position of the thickness under the condition of a load of 5 gf. Then, the hardness obtained at the 1/4 thickness position of the steel sheet is defined as the reference hardness, and the depth position where the reference hardness is 0.85 on the surface side of the 1/4 thickness position of the steel sheet is specified. Then, the distance (depth) from the surface of the steel sheet to the depth position where the reference hardness is 0.85 is measured, and the measured value is taken as the softened thickness of the surface layer.
  • the steel structure according to the present disclosure in addition to the martensite (quenched martensite, tempered martensite, bainite), ferrite and retained austenite described above, pearlite, cementite and metastable carbides (epsilon ( ⁇ ) carbides, eta ( ⁇ ) If carbides such as carbides, chi ( ⁇ ) carbides, etc.) and other known structures of steel sheets are contained in an area ratio of 3% or less, the effect of the present disclosure is impaired. no.
  • High-strength steel plate The chemical composition and steel structure of the high-strength steel sheet 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 plated steel sheet of the present disclosure is a plated steel sheet having a plating layer on at least one side of the high-strength steel sheet of the present disclosure.
  • the type of plating layer is not particularly limited, and may be, for example, a hot-dip plating layer or an electroplating layer. Also, the plating layer may be an alloyed plating layer.
  • the plating layer is preferably a zinc plating layer.
  • the galvanized layer may contain Al and Mg. Hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating (Zn-Al-Mg plating layer) is also preferred.
  • 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
  • the balance is Zn.
  • the Zn-Al-Mg plating layer in addition to Zn, Al and Mg, one or more selected from Si, Ni, Ce and La may be contained in a total of 1% by mass or less. Since the plating metal is not particularly limited, Al plating or the like may be used in addition to the Zn plating described above.
  • the composition of the plating layer is not particularly limited as long as it is a common composition.
  • a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer it generally contains Fe: 20% by mass or less, Al: 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less, and furthermore, Pb, One or more selected from Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM in total of 0% by mass or more and 3.5% by mass
  • the composition contains the following and the balance is Zn and unavoidable impurities.
  • a hot-dip galvanized layer with a coating weight of 20 to 80 g/m 2 per side, and an alloyed hot-dip galvanized layer in which this is further alloyed.
  • the coating layer is a hot-dip galvanized layer
  • the Fe content in the coating layer is less than 7 mass%, and in the case of an alloyed hot-dip galvanizing layer, the Fe content in the coating layer is 7 to 20 mass%. %.
  • a steel slab is manufactured by melting a steel material having the chemical composition described above.
  • the steel material melting method 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 produced by a continuous casting method, but it can also be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method.
  • the steel slab is charged into the heating furnace as it is without cooling to room temperature, or is slightly heat-insulated. Energy-saving processes, such as direct rolling and direct rolling, in which steel is rolled immediately after being rolled, can also be applied without problems.
  • the steel slab is kept at a slab heating temperature of 1150°C or higher for 100 minutes or longer.
  • slab heating temperature 1150°C or higher
  • the slab heating temperature is set to 1150° C. or higher.
  • the slab heating temperature is set to 1150° C. or higher.
  • the slab heating temperature is preferably 1180° C. or higher.
  • the slab heating temperature is preferably 1300° C. or lower.
  • the slab heating temperature is the surface temperature of the steel slab during slab heating.
  • slab heating time 100 minutes or more
  • this is an extremely important invention constituent feature.
  • carbides, nitrides or carbonitrides generated during continuous casting can be dissolved, and the total amount of solid solution Nb and Nb precipitation of 100 nm or less can be increased.
  • the slab heating time is set to 100 minutes or more.
  • the slab heating time is set to 100 minutes or more.
  • the slab heating time is preferably 120 minutes or longer.
  • the slab heating time is preferably 600 minutes or less.
  • the slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions, but when the slab heating temperature is lowered, a bar heater or the like is used before finish rolling from the viewpoint of preventing troubles during hot rolling. It is preferred to heat the seat bar.
  • the finishing temperature of rough rolling is set to 1050° C. or higher.
  • the rough rolling finish temperature is preferably 1200° C. or less in order to make the grain size of the prior austenite grains more uniform after annealing. Therefore, the finish temperature of rough rolling should be 1050° C. or higher, and the finish temperature of rough rolling should preferably be 1080° C. or higher.
  • the finish temperature of rough rolling is preferably 1200° C. or lower.
  • the rough rolling end temperature is the temperature of the steel sheet surface at the end of rough rolling.
  • the finish rolling start temperature is set to 1000° C. or higher.
  • the upper limit of the finish rolling start temperature is not particularly specified, it is preferably 1180° C. or less in order to make the grain size of the prior austenite grains after annealing more uniform. Therefore, the finish rolling start temperature is set to 1000° C. or higher.
  • the temperature is preferably 1020° C. or higher.
  • the temperature is preferably 1180° C. or lower.
  • the finish rolling start temperature is the temperature of the steel sheet surface at the start of finish rolling.
  • the workability of the annealed sheet may be reduced as a result of the increase in rolling load and the reduction ratio in the non-recrystallized state of austenite, which develops an abnormal structure elongated in the rolling direction. It is preferable to carry out the finish rolling at a finish rolling temperature equal to or higher than the Ar 3 transformation point.
  • the coiling temperature after hot rolling is preferably 300° C. or higher and preferably 700° C. or lower in order to improve workability after annealing.
  • finish rolling may be continuously performed.
  • the rough-rolled sheet may be wound once.
  • part or all of finish rolling may be lubricated rolling in order to reduce the rolling load during hot rolling.
  • Performing lubrication rolling is also effective from the viewpoint of homogenizing the shape of the steel sheet and homogenizing the quality of the steel sheet.
  • the coefficient of friction during lubricating rolling is preferably 0.10 or more, and preferably 0.25 or less.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured in this way is pickled. Since pickling can remove oxides from the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion treatability and plating quality in the final high-strength steel sheet. Moreover, pickling may be performed once or may be divided into a plurality of times.
  • the hot-rolled sheet after pickling or the hot-rolled sheet (hot-rolled and annealed sheet) optionally heat-treated after pickling is cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet. Since strain is uniformly and efficiently introduced and a uniform structure is obtained, cold rolling can be performed by multi-pass rolling that requires two or more passes, such as tandem multi-stand rolling or reverse rolling. preferable.
  • the bending and unbending processing before cold rolling is performed by 1 each. It is preferable to carry out the procedure at least once.
  • the number of times of bending and unbending before cold rolling is not particularly specified, but it is preferably performed twice or more, more preferably three times or more. Bending and unbending before cold rolling are generally performed using rolls with a roll diameter of 300 to 1500 mm.
  • the area ratio of ferrite can be made less than 10% by setting the cumulative rolling reduction of cold rolling to 20% or more. Also, by increasing the cumulative rolling reduction in cold rolling, a large amount of shear bands are introduced, and the austenite grain size during heating can be made into a nearly equiaxed shape. As a result, YR can be controlled within a desired range. In order to obtain such effects, the cumulative draft of cold rolling is set to 20% or more. On the other hand, when the cumulative reduction ratio of cold rolling exceeds 75%, the grain size of austenite generated during annealing becomes finer, and the amount of retained austenite after annealing increases, so it is impossible to achieve the desired YR.
  • the cumulative draft of cold rolling is set to 20% or more and 75% or less.
  • the cumulative draft of cold rolling is preferably 25% or more.
  • the cumulative draft of cold rolling is preferably 70%.
  • the cumulative draft of cold rolling is more preferably 27% or more.
  • the cumulative reduction in cold rolling is more preferably 60% or less.
  • 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 grain size of the austenite generated during heating can be made uniform, that is, the austenite grain size during heating can be made nearly equiaxed.
  • the average heating rate in the temperature range of 250° C. or higher and 700° C. or lower must be 10° C./s or higher.
  • the upper limit of the average heating rate in the temperature range of 250° C. to 700° C. is not particularly specified, it is preferably 50° C./s or less, more preferably 40° C./s or less from the viewpoint of productivity.
  • the average heating rate in the temperature range of 250° C. or higher and 700° C. or lower is set to 10° C./s or higher.
  • the average heating rate in the temperature range of 250° C. or higher and 700° C. or lower is preferably 12° C./s or higher.
  • the average heating rate in the temperature range of 250° C. or higher and 700° C. or lower is preferably 50° C./s or lower.
  • the average heating rate in the temperature range of 250° C. or higher and 700° C. or lower is more preferably 14° C./s or higher.
  • the average heating rate in the temperature range of 250° C. or higher and 700° C. or lower is more preferably 40° C./s or lower.
  • the average heating rate is measured based on the surface temperature of the steel sheet.
  • Heating temperature 820°C or higher
  • the heating temperature is less than 820° C.
  • the annealing is performed in a two-phase region of ferrite and austenite, and a large amount of ferrite is contained after annealing, so that the desired TS, YP, ⁇ and bendability can be achieved. becomes difficult.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly specified, but if the heating temperature rises, the softened thickness of the surface layer after annealing increases and the TS decreases, so 950° C. or less is preferable. Therefore, the heating temperature should be 820° C. or higher.
  • the temperature is preferably 850° C. or higher.
  • the temperature is preferably 950° C. or lower. More preferably, the temperature is 870° C. or higher. More preferably, the temperature is 920° C. or lower.
  • the heating temperature is measured based on the temperature of the steel plate surface.
  • the residence time from 750° C. to the heating temperature should be 40 seconds or longer.
  • the residence time from 750° C. to the above heating temperature is preferably 45 s or longer.
  • the residence time from 750° C. to the heating temperature is preferably 400 seconds or less.
  • the residence time from 750° C. to the heating temperature is more preferably 50 s or longer.
  • the residence time from 750° C. to the heating temperature is more preferably 300 seconds or less.
  • the heat retention time at the heating temperature is not particularly limited, it is preferably 10 seconds or more and 600 seconds or less.
  • the oxygen concentration at the heating temperature is preferably 2 ppm by volume or more and 30 ppm by volume or less. More preferably, it is 4 ppm by volume or more. More preferably, it is 28 volume ppm or less. More preferably, it is 5 ppm by volume or more. More preferably, it is 25 volume ppm or less.
  • the heating temperature is based on the surface temperature of the steel sheet. That is, when the steel sheet surface temperature is at the above heating temperature, the oxygen concentration is adjusted to the above range.
  • the temperature is preferably 5° C. or lower, more preferably 5° C. or lower. Therefore, the dew point of the atmosphere at the above heating temperature is preferably ⁇ 35° C. or higher. The dew point of the atmosphere at the heating temperature is more preferably ⁇ 30° C. or higher. The dew point of the atmosphere at the heating temperature is more preferably 15° C. or lower. The dew point of the atmosphere at the heating temperature is more preferably ⁇ 25° C. or higher. The dew point of the atmosphere at the heating temperature is more preferably 5° C. or less.
  • the heating temperature is based on the surface temperature of the steel sheet. That is, when the steel sheet surface temperature is at the above heating temperature, the dew point is adjusted to the above range.
  • the average cooling rate below the heating temperature and above 400°C is not particularly limited, it is preferably between 5°C/s and 30°C/s.
  • the average cooling rate in the temperature range of 250° C. or higher and 400° C. or lower is set to 1.0° C./s or higher.
  • the average cooling rate in the temperature range of 250° C. or higher and 400° C. or lower is preferably 2.0° C./s or higher.
  • the average cooling rate in the temperature range of 250°C or higher and 400°C or lower is preferably 100.0°C/s or lower.
  • the average cooling rate in the temperature range of 250° C. or higher and 400° C. or lower is more preferably 3.0° C./s or higher.
  • the average cooling rate in the temperature range of 250°C or higher and 400°C or lower is preferably 80.0°C/s or lower.
  • the average cooling rate is measured based on the surface temperature of the steel sheet.
  • the cooling stop temperature exceeds 150°C, the self-tempering of martensite is promoted, and the hardness fluctuation frequency per 1500 ⁇ m in the width direction of the plate surface at a position of 200 ⁇ m in thickness from the steel plate surface can be realized within a desired range. Can not. As a result, it becomes difficult to achieve the desired bendability.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly specified, it is preferably room temperature or higher from the viewpoint of productivity. Therefore, the cooling stop temperature should be 150° C. or lower. The temperature is preferably 100° C. or lower. The average stopping speed is measured based on the temperature of the steel plate surface.
  • the cooling rate to the cooling stop temperature of 250° C. or less is not particularly specified, but in order to further increase TS, it is necessary to cool down to the cooling stop temperature after zinc plating or further zinc plating alloying treatment.
  • the average cooling rate is preferably 2° C./s or higher, more preferably 5° C./s or higher.
  • the average cooling rate from the zinc plating treatment or further zinc plating alloying treatment to the cooling stop temperature is preferably 50 ° C./s or less, more preferably. 40° C./s or less.
  • the cold-rolled steel sheet may be cooled from the cooling stop temperature to room temperature.
  • the cooling rate from the cooling stop temperature to room temperature is not particularly limited, and cooling to room temperature can be performed by any method.
  • As a cooling method gas jet cooling, mist cooling, water cooling, air cooling, or the like can be applied.
  • the annealed high-strength steel sheet may be cooled to the cooling stop temperature and then rolled at an elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less.
  • YR can be controlled within a desired range by setting the elongation rate of the rolling performed after cooling to the cooling stop temperature to 0.05% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is within a more preferable range, and YR and ⁇ are within a more preferable range. can be done. Therefore, it is preferable that the elongation rate of the rolling after cooling to the cooling stop temperature is 0.05% or more and 1.00% or less. More preferably, it is 0.10% or more. More preferably, it is 0.50% or less.
  • Rolling after cooling to the cooling stop temperature may be performed (online) on an apparatus that is continuous with the above-described continuous annealing apparatus, or on an apparatus that is discontinuous from the above-described continuous annealing apparatus (offline). you can go Moreover, the target elongation rate may be achieved by rolling once, or a plurality of times of rolling may be performed to achieve a total elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but a processing method using a tension leveler or the like may be used as long as the same elongation rate as that of temper rolling can be imparted.
  • the high-strength steel sheet may be tempered.
  • the tempering temperature is preferably 400° C. or lower, more preferably 350° C. or lower.
  • the cooling rate from the tempering temperature to room temperature is not particularly limited, and the steel can be cooled to room temperature by any method.
  • a cooling method gas jet cooling, mist cooling, water cooling, air cooling, or the like can be applied.
  • a plated steel sheet can be obtained by subjecting the high-strength steel sheet manufactured as described above to a plating treatment.
  • a plating treatment a hot dip galvanizing treatment and a treatment of alloying after hot dip galvanizing can be exemplified.
  • annealing and galvanizing may be performed continuously in one line.
  • the plating layer may be formed by electroplating such as Zn--Ni electroplating, or hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be applied.
  • the type of plating metal such as Zn plating and Al plating is not particularly limited.
  • Hot-dip galvanizing When performing hot-dip galvanizing, 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 gas wiping or the like is performed to adjust the coating weight. do.
  • Hot-dip galvanizing preferably uses a galvanizing bath containing 0.10% by mass or more and 0.23% by mass or less of Al.
  • the alloying treatment of galvanizing is performed in the temperature range of 470° C. or higher and 600° C. or lower after the hot dip galvanizing. If the temperature is lower than 470° C., the Zn—Fe alloying rate becomes excessively slow, impairing productivity.
  • the alloying treatment when performing alloying treatment for zinc plating, it is preferable to perform alloying treatment in a temperature range of 470 ° C. or higher and 600 ° C. or lower, and more preferably in a temperature range of 470 ° C. or higher and 560 ° C. or lower. preferable.
  • Electrogalvanizing treatment may also be applied.
  • the coating weight is preferably 20 to 80 g/m 2 per side (double-sided coating), and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA) is subjected to the following alloying treatment to increase the Fe concentration in the coating layer to 7 to 80 g/m 2 . It is preferably 15% by mass.
  • the steel sheet may be subjected to skin-pass rolling after plating.
  • the rolling reduction in skin-pass rolling after plating is preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction in skin pass rolling is not particularly limited, it is preferably 1.50% or less from the viewpoint of productivity.
  • Skin-pass rolling may be performed online or off-line.
  • the skin pass with the target rolling reduction may be performed at once, or may be performed in several steps.
  • Other manufacturing method conditions are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, a series of treatments such as the above-mentioned annealing, hot-dip galvanizing, galvanizing treatment, etc. Line). After hot-dip galvanization, wiping is possible in order to adjust the basis weight of the plating.
  • the conditions of plating etc. other than the above-mentioned conditions can be based on the usual method of hot-dip galvanization.
  • the manufacturing conditions other than the conditions described above can be according to the usual method.
  • the above-described high-strength steel or high-strength plated steel sheet can be formed into a desired shape by press working and used as an automobile part.
  • the automobile part may contain a steel sheet other than the high-strength steel sheet or the high-strength plated steel sheet according to the present embodiment as a material.
  • the present high-strength steel or high-strength plated steel sheet can be suitably used in general members used as frame structural parts or reinforcing parts, among automobile parts.
  • the obtained slab was reheated, subjected to pickling treatment after hot rolling, and then subjected to cold rolling.
  • the conditions for hot rolling and cold rolling were as shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the coiling temperature was 500° C.
  • the heat retention time in the heating temperature range was 100 s
  • the average cooling rate was 20° C./s below the heating temperature and above 400° C.
  • GI hot-dip galvanized steel sheet
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • EG electrogalvanized steel sheet
  • GI uses a zinc bath containing 0.14 to 0.19% by mass of Al
  • GA uses a zinc bath containing 0.14% by mass of Al
  • the bath temperature is 470. °C.
  • the amount of plating applied is about 45 to 72 g/m 2 per side (double-sided plating) for GI, and about 45 g/m 2 per side (double-sided plating) for GA.
  • GA made Fe density
  • the Ni content in the plating layer was 9% by mass or more and 25% by mass or less.
  • the hole expansion test was performed according to JIS Z 2256. After shearing the obtained steel plate to 100 mm ⁇ 100 mm, a hole with a diameter of 10 mm was punched with a clearance of 12.5%, and then a wrinkle holding force of 9 tons (88.26 kN) was applied using a die with an inner diameter of 75 mm. A conical punch with an apex angle of 60° is pushed into the hole to measure the hole diameter at the crack generation limit, and the limit hole expansion ratio: ⁇ (%) is obtained from the following formula. evaluated.
  • a 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 taken from the obtained steel sheet so 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 conditions of an indentation load of 100 kN and a pressing holding time of 5 seconds.
  • the bendability is evaluated by the pass rate of the bending test, and the maximum R at which the value R / t obtained by dividing the bending radius (R) by the plate thickness (t) is 5 or less (for example, when the plate thickness is In the case of 1.2 mm, the bending radius is 6.0 mm), a bending test was performed on 5 samples, and then the presence or absence of cracks at the ridge of the bending apex was evaluated. was judged to be "excellent”. The bendability was judged to be "good” when microcracks of less than 200 ⁇ m were generated in at least one of the five samples.
  • the bendability was judged to be “poor”.
  • the presence or absence of crack generation was evaluated by measuring the ridgeline portion of the bending apex with a digital microscope (RH-2000: manufactured by Hylox Co., Ltd.) at a magnification of 40 times.
  • LME resistance properties were determined by a high temperature tensile test.
  • the width is 105 mm and the length is 25 mm so that the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet is the tensile direction of the high temperature tensile test.
  • a strip-shaped sample was taken. After that, the end face of the sample was ground so that the width was 99 mm and the length was 20 mm.
  • a tensile test piece having a shoulder radius of 20 mm, a parallel portion width of 5 mm, and a parallel portion length of 20 mm was prepared.
  • a notch having a notch radius of 2 mm and a distance between notch tips of 3 mm was provided in the center of the parallel portion of the tensile test piece to obtain a notched tensile test piece. From the viewpoint of ensuring good contact with the electrode, one side of the steel plate was ground to adjust the plate thickness to 1.0 mm. Using the obtained notched tensile test piece, a high-temperature tensile test was performed using a hot working reproduction apparatus (Thermec Master Z).
  • the area ratio of martensite and ferrite, the volume ratio of retained austenite, the average value of the ratio of the grain size in the rolling direction to the grain size in the plate thickness direction of prior austenite grains, and the plate thickness of 200 ⁇ m from the steel plate surface layer The hardness variation frequency per 1500 ⁇ m in the plate width direction on the plate surface at the position and the softened thickness of the surface layer were obtained.
  • the residual tissue was observed by the method described below. After cutting the sample so that the thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate becomes the observation surface, the observation surface is mirror-polished using diamond paste, and then subjected to final polishing using colloidal silica. , 3 vol.
  • the tissue was revealed by etching with % nital. Under the condition of an acceleration voltage of 15 kV, a SEM (Scanning Electron Microscope) was used to observe the 1/4 position of the plate thickness of the steel plate, and at a magnification of 5000 times, 3 in a field of view of 17 ⁇ m ⁇ 23 ⁇ m. Visual field observation. Cementite was identified as the residual tissue from the obtained tissue image.
  • the TS is 1180 MPa or more, and the dimensional accuracy, stretch flangeability, bendability, and LME resistance of the parts are all excellent.
  • the comparative examples are inferior in at least one of strength (TS), dimensional accuracy of parts (YR), stretch flangeability ( ⁇ ), bendability and LME resistance.
  • the high-strength steel sheet according to the present disclosure for example, to structural members such as automobile parts, it is possible to improve fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body.

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Abstract

本発明は、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性に優れ、また、寸法精度が高い部品を製造可能な高強度鋼板を提供する。　本発明の高強度鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＢを所定量で含有し、［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］を０．１０以上０．６０以下とし、フリーＴｉ量を０．００１質量％以上とした、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計を０．００２質量％以上とし、板厚１／４位置において、マルテンサイトの面積率を７８％以上、フェライトの面積率を１０％以下、残留オーステナイトの体積率を１０．０％未満、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比を２．０以下とし、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を１０回以下とした、鋼組織を有し、更に、引張強さを１１８０ＭＰａ以上とした鋼板である。

Description

高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材
　本開示は、高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材に関する。
　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。
　さらに最近になって、高強度亜鉛めっき鋼板をスポット溶接する際に、めっき層の亜鉛が鋼板表層の結晶粒界に拡散侵入して、液体金属脆化（ＬＭＥ：Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が起き、粒界割れ（ＬＭＥ割れ）が発生することが確認されている。ＬＭＥ割れは、亜鉛めっき層を有しない高強度鋼板においても、溶接相手が亜鉛めっき鋼板であれば発生し得るため、いずれの高強度鋼板においても問題視されつつある。そのため、高強度鋼板の骨格部品への適用に際しては、耐ＬＭＥ特性に優れた高強度鋼板が要望されている。
　これらの要求に対し、例えば、特許文献１では、延性、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が提供されている。
国際公開第２０２０／１８４１５４号明細書
　特許文献１に記載の高強度鋼板は、強度、延性、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性を総合的に満足し、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能である。しかしながら、特許文献１に記載の高強度鋼板は、ＴＳが９８０ＭＰａ級であり、強度にさらなる改善の余地があった。
　本開示は、かかる事情に鑑み開発されたもので、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るとともに、その高強度鋼板の有利な製造方法を提供することを目的とする。
　なお、本開示において、高い寸法精度で部品を製造することが可能である（成形時の寸法精度が高い）とは、降伏比（ＹＲ）が６５％以上９０％以下であることを意味する。なお、ＹＲは次式（２）で求められる。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（２）
　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２５％以上とする。
　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する。
　また、耐ＬＭＥ特性については、実施例で記載する高温引張試験後の試験片の破断部を、試験片の引張方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように切断し、板厚断面を観察して、引張破断先端部から４００μｍ離れた位置の板厚ｔを求める。該板厚ｔを次式（３）に代入して求めた板厚減少量が０．２０以上である場合、耐ＬＭＥ特性に優れると判断する。
板厚減少率＝（ｔ０－ｔ）／ｔ０・・・（３）
　ここで、ｔ０は高温引張試験前の切欠き付引張試験片の初期板厚、ｔは高温引張試験後の引張破断先端部からつかみ部側に向かって４００μｍ離れた位置の板厚である。例えば図１に示す破断部のＬ断面においては、ｔは図示する通りに定まる。
なお、板厚減少率の数値が大きい場合、すなわち、高温引張試験時にくびれが大きく生じた後に破断した場合、耐ＬＭＥ特性に優れると判断する。
　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、以下の知見を得た。
（１）マルテンサイト（焼入れマルテンサイト及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２５％以上に実現できる。
（２）旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を２．０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９０％以下に実現できる。
（３）［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０以上０．６０以下の関係を満たし、かつ、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回以下とすることで、良好な曲げ性を実現できる。
（４）［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０以上０．６０以下の関係を満たし、かつ、板厚表層において、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計を０．００２０％以上とすることで、良好な耐ＬＭＥ特性を実現できる。
　本開示は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本開示の要旨構成は以下のとおりである。
［１］　質量％で、
Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．００２％以上０．１００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下及び
Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下を含有するとともに、
［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０以上０．６０以下の関係を満たし、
　下記（１）式から求められるフリーＴｉ量が０．００１質量％以上の関係を満たし、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
　鋼板表層において、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計が０．００２質量％以上であり、
　板厚１／４位置において、
　マルテンサイトの面積率が７８％以上、
　フェライトの面積率が１０％以下、
　残留オーステナイトの体積率が１０．０％未満、
　旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値が２．０以下であり、
　板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回以下である、鋼組織とを有し、
　引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、高強度鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
フリーＴｉ量（％）＝［％Ｔｉ］－（４７．９／１４．０）×［％Ｎ］－（４７．９／３２．１）×［％Ｓ］・・・（１）
　なお、（１）式中の［％Ｘ］は、鋼中の元素Ｘの含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［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、前記［１］に記載の高強度鋼板。
［３］　前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、前記［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］　前記［１］～［３］のいずれか１項に記載の高強度鋼板の少なくとも片面にめっき層を有する、高強度めっき鋼板。
［５］　前記［１］または［３］に記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度にて１００分以上保熱し、
　次いで、前記鋼スラブに、粗圧延終了温度を１０５０℃以上、かつ仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とする熱間圧延を施して熱延板とし、
　次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
　次いで、前記熱延板に、累積圧下率を２０％以上７５％以下として冷間圧延を施して冷延板とし、
　次いで、前記冷延板に対し、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、かつ７５０℃から加熱温度までの滞留時間が４０ｓ以上となる条件で、８２０℃以上の前記加熱温度まで加熱し、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として、１５０℃以下まで冷却する焼鈍工程を行って、高強度鋼板を得る、高強度鋼板の製造方法。
［６］　前記加熱温度における雰囲気の酸素濃度が２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下、かつ雰囲気の露点が－３５℃以上である、前記［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］　前記［５］又は［６］に記載の焼鈍工程後、前記高強度鋼板の少なくとも片面にめっき処理を施して高強度めっき鋼板を得る、めっき工程を行う、高強度めっき鋼板の製造方法。
［８］　前記［１］～［３］のいずれか１項に記載の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
［９］　前記［４］に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
［１０］　自動車の骨格構造部品用、または自動車の補強部品用である、前記［８］または［９］に記載の部材。
　本開示によれば、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板並びに部材を提供することができる。
板厚減少量の測定について説明するための概略図である。 硬さ変動頻度の測定について説明するための図である。
　以下、本開示の実施形態について説明する。なお、本開示は以下の実施形態に限定されない。
　先ず、鋼板の成分組成の適正範囲及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、鋼板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。「ｐｐｍ」は、特に明記しない限り、「質量ｐｐｍ」を意味する。また本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
［Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下］
　Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイト、フェライトの面積率及び残留オーステナイトの体積率に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０９０％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、さらにフェライトの面積率が増加し、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０．３９０％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生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、λが減少する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．０９０％以上０．３９０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．１００％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．３６０％以下とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．１１０％以上とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．３５０％以下とする。
［Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下］
　Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、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体積率に影響する元素である。また、Ｓｉは４００℃以下で大きな焼戻し軟化抵抗を示すことから、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまうため、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回を超えてしまい、曲げ性が低下する。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％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、打抜き及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、曲げ性も低下する。さらに、耐ＬＭＥ特性も低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．１０％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは０．１５％以上とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは１．５０％以下とする。
［Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下］
　Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイトの面積率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が２．００％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、さらにフェライトの面積率が増加して、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４．００％を超えると、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまうため板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回を超えてしまい、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、２．００％以上４．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．２０％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは３．８０％以下とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは２．５０％以上とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは３．６０％以下とする。
［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐが過剰となると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、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、Ｐの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。好ましくは０．００１％以上とする。好ましくは０．０７０％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。Ｓの含有量は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
［Ａｌ：０．１００％以下］
　Ａｌが過剰となると、Ａ３変態点が上昇し、ミクロ組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、所望のＹＲを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、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、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．０５０％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。Ｎの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
［Ｎｂ：０．００２％以上０．１００％以下］
　Ｎｂは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、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、Ｎｂを添加することで、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計量を増加し、良好な耐ＬＭＥ特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、Ｎｂの含有量を０．００２％以上にする必要がある。一方、Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が粗大になり、また量が増大するため、曲げ性が低下する。したがって、Ｎｂの含有量は、０．００２％以上０．１００％以下とする。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．００３％以上とする。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０６０％以下とする。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．００４％以上とする。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。
［Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下］
　Ｔｉは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、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を添加することで、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加し、良好な耐ＬＭＥ特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、Ｔｉの含有量を０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｔｉの含有量が０．１００％を超えると、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が粗大になり、またこれらの量が増大するため、曲げ性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００５％以上０．１００％以下とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．００８％以上とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０６０％以下とする。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上とする。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。
［Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下］
　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、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０．０００２％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０．０００２％以上０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．０００３％以上とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００４％以上とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．００４０％以下とする。
［［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］：０．１０以上０．６０以下］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］を所望の範囲に制御することで、良好な曲げ性及び耐ＬＭＥ特性を実現することができる。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０未満では、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまうため、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回を超えてしまい、曲げ性が低下する。一方、［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．６０を超えると、耐ＬＭＥ特性が低下する。したがって、［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は０．１０以上０．６０以下とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、好ましくは０．１２以上とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、好ましくは０．５０以下とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、より好ましくは０．１３以上とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、より好ましくは０．４０以下とする。
［フリーＴｉ量＝［％Ｔｉ］－（４７．９／１４．０）×［％Ｎ］－（４７．９／３２．１）×［％Ｓ］：０．００１％以上］…（１）
　上記（１）式から求められるフリーＴｉ量を一定以上とすることで、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計が増加し、良好な耐ＬＭＥ特性を実現することができる。こうした効果を得るために、フリーＴｉ量を０．００１％以上にする。なお、フリーＴｉ量の上限は特に規定しないが、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が粗大になり、またそれらの量が増大するため、曲げ性が低下することから、フリーＴｉ量は０．０４０％とすることが好ましい。したがって、フリーＴｉ量は０．００１％以上とする。フリーＴｉ量は、好ましくは０．００２％以上とする。フリーＴｉ量は、好ましくは０．０４０％以下とする。
　本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。また、好適には、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。ここで、不可避的不純物としては、Ｚｎ、ＰｂおよびＡｓが挙げられる。これらの不純物は合計で０．１００％以下であれば、含有されることが許容される。
　本開示の高強度鋼板の成分組成は、上記の必須成分に加えて、さらに、質量％で、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下及びＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有することができる。
［Ｏ：０．０１００％以下］
　Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｏの含有量が０．０１００％超であるとλが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする。なお、Ｏ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、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量は好ましくは０．０００１％以上とする。Ｏの含有量は好ましくは０．００５０％以下とする。
［Ｖ：０．２００％以下］
　Ｖは、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、Ｖの含有量が０．２００％超であるとλが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｖの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｖの含有量の下限は特に規定しないが、Ｖの含有量を０．００１％以上とすることで、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、Ｖを添加することで、焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇し、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を低下することから、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。このことから、Ｖの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｖの含有量は０．２００％以下とする。Ｖの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ｖの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。
［Ｔａ：０．１０％以下］
［Ｗ：０．１０％以下］
　ＴａおよびＷの含有量がそれぞれ０．１０％超であると、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。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にする。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しないが、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ことから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０１％以上とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８％以下とする。
［Ｃｒ：１．００％以下］
［Ｍｏ：１．００％以下］
［Ｎｉ：１．００％以下］
　Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉがそれぞれ１．００％超であると、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。そのため、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にする。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、これらは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。
［Ｃｏ：０．０１０％以下］
　Ｃｏの含有量が０．０１０％超であると、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。そのため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下にする。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｏは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００８％以下とする。
［Ｃｕ：１．００％以下］
　Ｃｕの含有量が１．００％超であると、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。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にする。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｕは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｕの含有量は１．００％以下とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。
［Ｓｎ：０．２００％以下］
　Ｓｎの含有量が０．２００％超であると、鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成し、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。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
［Ｓｂ：０．２００％以下］
　Ｓｂの含有量が０．２００％超であると、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。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｂは表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
［Ｃａ：０．０１００％以下］
［Ｍｇ：０．０１００％以下］
［ＲＥＭ：０．０１００％以下］
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０１００％超であると、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。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下にする。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、これら元素は窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
［Ｚｒ：０．１００％以下］
［Ｔｅ：０．１００％以下］
　ＺｒおよびＴｅがそれぞれ０．１００％超であると、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。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．１００％以下にする必要がある。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００１％以上とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８０％以下とする。
［Ｈｆ：０．１０％以下］
　Ｈｆの含有量が０．１０％超であると、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。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にする。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０８％以下とする。
［Ｂｉ：０．２００％以下］
　Ｂｉの含有量が０．２００％超であると、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。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、Ｂｉは偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｂｉの含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
　なお、上記したＯ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避的不純物として含むものとする。
　次に、鋼板の鋼組織について説明する。
［マルテンサイトの面積率：７８％以上］
　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、マルテンサイトの面積率を７８％以上にする。なお、マルテンサイトの面積率が１００％であっても本開示の効果は得られるが、延性を向上するためには、９９％以下とすることが好ましい。したがって、マルテンサイトの面積率は７８％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは７９％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９９％以下とする。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは８０％以上とする。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは９８％以下とする。マルテンサイトの面積率は、さらに好ましくは８２％以上とする。マルテンサイトの面積率は、さらに好ましくは９７％以下とする。なお、マルテンサイトは焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトと定義することもできる。なお、マルテンサイトの面積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の１／４位置とする。
［フェライトの面積率：１０％以下］
　フェライトの面積率を１０％以下とすることで、ＴＳ及びＹＲを所望の範囲に制御することができる。また、λや曲げ性も向上することができる。なお、フェライトの面積率が０％であっても本開示の効果は得られるが、延性を向上するためには、フェライトの面積率を１％以上とすることが好ましい。したがって、フェライトの面積率は１０％以下とする。フェライトの面積率は好ましくは１％以上とする。フェライトの面積率は好ましくは８％以下とする。フェライトの面積率はより好ましくは２％以上とする。なお、フェライトはベイニティックフェライトと定義することもできる。なお、フェライトの面積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の１／４位置とする。
　ここで、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及びベイナイト）、並びにフェライト（ベイニティックフェライト）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試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が１ｋＶの条件で、ＩｎＬｅｎｓ検出器を備えるＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察する。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（フェライト（ベイニティックフェライト）、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び焼入れマルテンサイト））の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率とする。また、上記の組織画像において、フェライト（ベイニティックフェライト）は凹部の組織で炭化物を含まない平坦な組織、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは凹部の組織で微細な炭化物を含む組織、焼入れマルテンサイトは凸部でかつ組織内部が微細な凹凸を有した組織であり、互いに識別可能である。なお、焼戻しマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは、マルテンサイトの面積率として合計の面積率を求めることから、互いに識別可能でなくてよい。
［残留オーステナイトの体積率：１０．０％未満］
　残留オーステナイトの体積率が１０．０％以上の場合、所望のＹＲを実現することが困難になる。また、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量が増加するため、打抜き及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、残留オーステナイトの体積率は１０．０％未満とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは０．５％以上とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは８．０％以下とする。残留オーステナイトの体積率は、より好ましくは１．０％以上とする。残留オーステナイトの体積率は、より好ましくは６．０％以下とする。
　ここで、残留オーステナイトの体積率の測定方法は、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、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（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。
［旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値：２．０以下］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を低下する、すなわち旧オーステナイト粒を等軸に近い形状にすることで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。こうした効果を得るためには、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を２．０以下にする必要がある。なお、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の下限は特に限定しないが、ＹＲを所望の範囲に制御するためには、０．５以上とすることが好ましい。したがって、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値は２．０以下とする。旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値は、好ましくは０．５以上とする。旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値好ましくは１．９以下とする。
　ここで、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値の測定方法は、以下の通りである。鋼板に対し、６００℃で１０分間の熱処理を施した後、得られた鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出す。次いで、観察面をダイヤモンドペーストで鏡面研磨する。その後、ピクリン酸飽和水溶液に、スルホン酸、シュウ酸及び塩化第一鉄を加えた腐食液で観察面をさらにエッチングして、旧オーステナイト粒界を現出させる。光学顕微鏡を用いて、４００倍の倍率で、１６９μｍ×２２５μｍの視野範囲で観察面を３視野観察し、組織画像を得る。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比を３視野分算出し、それらの値の平均値を求め、これを旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比（アスペクト比）の平均値とする。
［板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計：０．００２質量％以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。焼鈍後において固溶したＮｂ、及び１００ｎｍ以下のサイズで析出したＮｂは、ＬＭＥ試験時の昇温過程において溶解し固溶状態となる。つまり、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加することで、ＬＭＥ試験時の昇温過程で板厚表層のＮｂの固溶量を増加することができる。その結果、ＬＭＥ試験時の昇温過程で生成するオーステナイトの粒界にＮｂが偏析し、Ｚｎの鋼板への侵入を抑制するため、良好な耐ＬＭＥ特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、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計を０．００２％以上にする必要がある。なお、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計の上限は特に規定せず、Ｎｂの含有量以下であり得る。したがって、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計は０．００２％以上とする。板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計は、好ましくは０．００３％以上とする。板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計は、好ましくはＮｂの含有量以下とする。
　ここで、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計の測定方法は、以下の通りである。鋼板表面が分析面となるように、試料調整は表面の汚れを落とすのみ、つまり、表面研磨無しで試料とする。その試料について、１０％アセチルアセトンを電解液として電解抽出後に、電解液を採取して、参考文献１に記載のマイクロアロイの鋼中固溶成分定量法で、Ｎｂの固溶量と析出量とを分析する。試料を非水溶媒系電解液中で一定時間電解した後、電解液を採取して、固溶成分分析用サンプルとする。また、電解抽出後の試料を電解液から取り出してメタノールを入れたビーカーに移し、超音波攪拌する。攪拌後、メタノールを孔径１００ｎｍのろ紙によりろ過して、フィルターを通過したろ液を１００ｎｍ以下の析出物を含む析出物分析用サンプルとする。固溶成分分析用サンプルについて、ＩＣＰ発光分析法によってＮｂ固溶量を決定する。また、析出物分析用サンプルについて、ろ液を乾固した後、硝酸、過塩素酸および硫酸を加えて硫酸白煙が出るまで加熱溶解し、放冷後、塩酸を添加してから純水で一定量に希釈して溶液を調製し、ＩＣＰ発光分析法によって１００ｎｍ以下のＮｂ析出量を決定する。なお、めっき鋼板の場合は、試料の溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去した後、上記の分析を行う。
［参考文献１］城代哲、石田智治、猪瀬匡生、藤本京子：鉄と鋼、９９（２０１３）、３６２．
［板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度：２０回以下］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表層から板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減することで、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、板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下にする必要がある。なお、鋼板表層から板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度の下限は特に限定しないが、硬さ変動頻度は低いほど好ましく、０回／ｍｍであっても本開示の効果は得られる。したがって、板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度は２０回以下とする。板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度は、好ましくは０回以上とする。板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度は、好ましくは１０回以下とする。
　ここで、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度の測定方法は、以下の通りである。板厚２００μｍ位置（鋼板表面から深さ方向で２００μｍに相当する位置）が観察面となるように、鋼板表面を研削した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面について、ビッカース硬度計を用いて、荷重５０ｇｆの条件で、１５μｍ間隔で、板幅方向に沿って１００点のビッカース硬さを測定する。なお、測定位置は板幅中央とする。得られた結果より、板厚２００μｍ位置におけるビッカース硬度計で板幅方向に測定した硬さ分布を作成する。その硬さ分布において、まず｛（硬さの最大値Ｈｖｍａｘ）－（硬さの最小値Ｈｖｍｉｎ）｝／２の値を計算する。｛（硬さの最大値Ｈｖｍａｘ）－（硬さの最小値Ｈｖｍｉｎ）｝／２の値を基準の変動量として硬さが基準の変動量以上に上下に変動した場合を１回とし、硬さを測定した領域（長さ１５００μｍ）での硬さ変動の回数を測定する。例えば、図２（ａ）に示すように、板幅方向１５００μｍの範囲内で硬さ分布曲線が（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）／２以上に上下に変動する回数（図中の太線部）が２回であれば、硬さ変動頻度は板幅方向１５００μｍ当たり２回とする。また例えば、図２（ｂ）に示すように、板幅方向１５００μｍの範囲内で硬さ分布曲線が（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）／２以上に上下に変動する回数（図中の太線部）が５回であれば、硬さ変動頻度は板幅方向１５００μｍ当たり５回とする。
［表層軟化厚み：１０μｍ以上１００μｍ以下］
　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、曲げ性をより向上することができる。こうした効果を得るためには、表層軟化厚みを１０μｍ以上とすることが好ましい。表層軟化厚みの上限は特に限定されないが、特に良好なＴＳを得る上で、表層軟化厚みは１００μｍ以下とすることが好ましい。したがって、表層軟化厚みは１０μｍ以上とすることが好ましく、また１００μｍ以下とすることが好ましい。表層軟化厚みは、より好ましくは１２μｍ以上とする。表層軟化厚みは、より好ましくは８０μｍ以下とする。表層軟化厚みは、さらに好ましくは１５μｍ以上とする。表層軟化厚みは、さらに好ましくは６０μｍ以下とする。
　ここで、表層軟化厚みは、以下のようにして測定する。
　すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について、湿式研磨により、表面の平滑化を行う。ついで、ビッカース硬度計を用いて、荷重５ｇｆの条件で、鋼板表面から深さ１０μｍの位置より板厚中心位置まで、板厚（深さ）方向に５μｍ間隔で硬度測定を行う。そして、鋼板の板厚１／４位置で得られた硬度を基準硬度とし、鋼板の板厚１／４位置よりも表面側において基準硬度×０．８５になる深さ位置を特定する。そして、鋼板の表面から基準硬度×０．８５になる深さ位置までの距離（深さ）を測定し、その測定値を表層軟化厚みとする。
　また、本開示に従う鋼組織では、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）、フェライト及び残留オーステナイト以外に、パーライト、セメンタイトや準安定炭化物（イプシロン（ε）炭化物、イータ（η）炭化物、カイ（χ）炭化物等）等の炭化物、並びに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、本開示の効果が損なわれることはない。
［高強度鋼板］
　高強度鋼板の成分組成及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以上であり、また２．８ｍｍ以下である。
［めっき鋼板］
　本開示のめっき鋼板は、本開示の高強度鋼板の少なくとも片面上にめっき層を備えるめっき鋼板である。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。本開示では、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％であり得る。
　次に、本開示の高強度鋼板の製造方法について説明する。
　まず、上述した成分組成を有する鋼素材を溶製して鋼スラブを製造する。本開示において、鋼素材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。
　次いで、鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度にて１００分以上保熱する。
［スラブ加熱温度：１１５０℃以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。スラブ加熱温度を１１５０℃以上と高くすることで、連続鋳造時に生成した炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を溶解し、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加することができる。また、スラブ加熱温度を高くすることで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るため、スラブ加熱温度を１１５０℃以上にする。なお、スラブ再加熱温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、１３００℃以下とすることが好ましい。したがって、スラブ加熱温度は１１５０℃以上とする。スラブ加熱温度は好ましくは１１８０℃以上とする。スラブ加熱温度は好ましくは１３００℃以下とする。なお、スラブ加熱温度はスラブ加熱時の鋼スラブの表面の温度とする。
［スラブ加熱時間：１００分以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。スラブ加熱時間を長くすることで、連続鋳造時に生成した炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を溶解し、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加することができる。また、スラブ加熱時間を長くすることで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、スラブ加熱時間を１００分以上にする。なお、スラブ加熱時間の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、６００分以下とすることが好ましい。したがって、スラブ加熱時間は１００分以上とする。スラブ加熱時間は好ましくは１２０分以上とする。スラブ加熱時間は好ましくは６００分以下とする。
　なお、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、スラブ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。
［粗圧延終了温度：１０５０℃以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。粗圧延終了温度を高くすることで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、粗圧延終了温度を１０５０℃以上にする。なお、粗圧延終了温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後に旧オーステナイト粒の粒径をより均一とするために、粗圧延終了温度は１２００℃以下とすることが好ましい。したがって、粗圧延終了温度は１０５０℃以上とする粗圧延終了温度は好ましくは１０８０℃以上とする。粗圧延終了温度は好ましくは１２００℃以下とする。なお、粗圧延終了温度は粗圧延終了時の鋼板表面の温度とする。
［仕上げ圧延開始温度：１０００℃以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。仕上げ圧延開始温度を上昇することで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上にする。なお、仕上げ圧延開始温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の旧オーステナイト粒の粒径をより均一にするために、１１８０℃以下とすることが好ましい。したがって、仕上げ圧延開始温度は１０００℃以上とする。好ましくは１０２０℃以上とする。好ましくは１１８０℃以下とする。なお、仕上げ圧延開始温度は仕上げ圧延開始時の鋼板表面の温度とする。
　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、焼鈍後の加工性をより良好とするために、３００℃以上で行うことが好ましく、また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以上とすることが好ましく、また０．２５以下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、一回でもよいし、複数回に分けてもよい。
　次いで、酸洗後の熱延板、または酸洗後に任意で熱処理を施した熱延板（熱延焼鈍板）に冷間圧延を施して冷延板とする。歪が均一に効率的に導入され、均一な組織が得られることから、タンデム式の多スタンド圧延またはリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により冷間圧延を施すことが好ましい。
　なお、鋼板表層に加工ひずみを導入し、焼鈍時に板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計量を増加する目的で、冷間圧延前の曲げ及び曲げ戻し加工をそれぞれ１回以上行うことが好ましい。冷間圧延前の曲げ及び曲げ戻し加工のそれぞれの回数は特に規定しないが、２回以上行うことが好ましく、３回以上行うことがより好ましい。なお、冷間圧延前の曲げ及び曲げ戻し加工は一般的にロール径として３００～１５００ｍｍのロールを用いて行う。
［冷間圧延の累積圧下率：２０％以上７５％以下］
　冷間圧延の累積圧下率を２０％以上とすることで、フェライトの面積率を１０％未満とすることができる。また、冷間圧延の累積圧下率を増加することで、剪断帯が多量に導入され、加熱時のオーステナイト粒径を等軸に近い形状にすることができる。その結果、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。こうした効果を得るために、冷間圧延の累積圧下率を２０％以上にする。一方、冷間圧延の累積圧下率が７５％を超えると、焼鈍時に生成するオーステナイトの粒径が微細になり、焼鈍後の残留オーステナイトの量が増加することから、所望のＹＲを実現することができない。したがって、冷間圧延の累積圧下率は２０％以上７５％以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは２５％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは７０％とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは２７％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは６０％以下とする。
　上記のようにして得られた冷延板に、焼鈍工程を行う。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］
　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、加熱中に生成するオーステナイトの粒径を均一、すなわち加熱時のオーステナイト粒径を等軸に近い形状にすることができる。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、生産性の観点から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。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、好ましくは１２℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、好ましくは５０℃／ｓ以下とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、より好ましくは１４℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、より好ましくは４０℃／ｓ以下とする。なお、平均加熱速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
［加熱温度：８２０℃以上］
　加熱温度（焼鈍温度）が８２０℃未満では、フェライト及びオーステナイトの二相域での焼鈍処理になり、焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、所望のＴＳ、ＹＰ、λ及び曲げ性を実現することが困難になる。なお、加熱温度の上限は特に規定しないが、加熱温度が上昇すると、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下することから、９５０℃以下が好ましい。したがって、加熱温度は８２０℃以上とする。好ましくは８５０℃以上とする。好ましくは９５０℃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９２０℃以下とする。なお、加熱温度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
［７５０℃以上加熱温度までの滞留時間：４０ｓ以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。７５０℃以上加熱温度までの滞留時間を増加することで、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を溶解し、板厚表層のＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計量を増加することができる。こうした効果を得るために、７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間を４０ｓ以上にする。なお、７５０℃以上加熱温度までの滞留時間の上限は特に規定しないが、表層軟化厚みを好適な厚みとして、ＴＳをより好適にするために、４００ｓ以下が好ましい。したがって、７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間は４０ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間は好ましくは４５ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間は好ましくは４００ｓ以下とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間はより好ましくは５０ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間はより好ましくは３００ｓ以下とする。
　なお、前記加熱温度での保熱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。
［加熱温度における雰囲気の酸素濃度：２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下（好適条件）］
　焼鈍時、加熱温度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、より好適な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、加熱温度における酸素濃度を２体積ｐｐｍ以上にすることが好ましい。一方、加熱温度における酸素濃度の増加に伴い、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下することから、加熱温度における酸素濃度は３０体積ｐｐｍ以下とすることが好ましい。したがって、加熱温度における酸素濃度は２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは４体積ｐｐｍ以上とする。より好ましくは２８体積ｐｐｍ以下とする。さらに好ましくは５体積ｐｐｍ以上とする。さらに好ましくは２５体積ｐｐｍ以下とする。なお、上記加熱温度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にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整する。
［加熱温度における雰囲気の露点：－３５℃以上（好適条件）］
　焼鈍時、加熱温度における雰囲気の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を形成することができ、その結果、より好適な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、加熱温度における露点を－３５℃以上にすることが好ましい。なお、加熱温度における露点の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲とするために、加熱温度における露点は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、上記加熱温度における雰囲気の露点は－３５℃以上とすることが好ましい。加熱温度における雰囲気の露点は、より好ましくは－３０℃以上とする。加熱温度における雰囲気の露点は、より好ましくは１５℃以下とする。加熱温度における雰囲気の露点は、さらに好ましくは－２５℃以上とする。加熱温度における雰囲気の露点は、さらに好ましくは５℃以下とする。なお、上記加熱温度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にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
　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。
［２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を増加することで、マルテンサイトの自己焼戻しを抑制し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上にする。なお、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産性の観点から１００．０℃／ｓ以下であることが好ましく、より好ましくは８０．０℃／ｓ以下とする。したがって、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは２．０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは１００．０℃／ｓ以下とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、より好ましくは３．０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは８０．０℃／ｓ以下とする。なお、平均冷却速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
［冷却停止温度：１５０℃以下］
　冷却停止温度が１５０℃を超えると、マルテンサイトの自己焼戻しが促進され、鋼板表層から板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を所望の範囲に実現することができない。その結果、所望の曲げ性を実現することが困難になる。なお、冷却停止温度の下限は特に規定しないが、生産性の観点から室温以上とすることが好ましい。したがって、冷却停止温度は１５０℃以下とする。好ましくは１００℃以下とする。なお、平均停止速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
　なお、２５０℃以下前記冷却停止温度までの冷却速度は特に規定しないが、ＴＳをより上昇するためには、亜鉛めっき処理、あるいはさらに亜鉛めっき合金化処理を施した後から前記冷却停止温度までの平均冷却速度は２℃／ｓ以上にすることが好ましく、より好ましくは５℃／ｓ以上とする。一方、生産技術上の制約から、亜鉛めっき処理、あるいはさらに亜鉛めっき合金化処理を施した後から前記冷却停止温度までの平均冷却速度は、５０℃／ｓ以下にすることが好ましく、より好ましくは４０℃／ｓ以下とする。
　なお、冷延鋼板を、前記冷却停止温度から室温まで冷却してもよい。冷却停止温度から室温までの冷却速度は特に限定されず、任意の方法により室温まで冷却することができる。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。
　上述の通りに、焼鈍を施した高強度鋼板を、前記冷却停止温度まで冷却した後、０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延してもよい。前記冷却停止温度まで冷却した後に実施する圧延の伸長率を０．０５％以上とすることで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。また、前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延の伸長率を１．００％以下とすることで、残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内とし、ＹＲおよびλをより好適な範囲とすることができる。したがって、前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延の伸長率は、０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。より好ましくは０．５０％以下とする。
　前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延は、上述した連続焼鈍装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、上述した連続焼鈍装置とは不連続な装置上によって（オフラインで）行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、テンションレベラー等による加工の方法であっても構わない。
　前記冷却停止温度までの冷却後、あるいは前記冷却停止温度までの冷却後にさらに圧延した後に、高強度鋼板に焼戻し処理を施してもよい。焼戻し温度を４００℃以下とすることで、残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内とすることができる。したがって、焼戻し処理を施す場合には焼戻し温度は４００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは３５０℃以下とする。
　なお、前記焼戻し温度から室温までの冷却速度は特に限定されず、任意の方法により室温まで冷却することができる。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。
　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。
［めっき鋼板の製造方法］
　上記のように製造した高強度鋼板に、めっき処理を施してめっき鋼板を得ることができる。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、焼鈍と亜鉛めっきとを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、上記では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。
　めっき処理後に鋼板にスキンパス圧延を施してもよい。めっき処理後のスキンパス圧延での圧下率は、ＹＲを所望の範囲に制御する観点から、０．０５％以上が好ましい。なお、スキンパス圧延での圧下率の上限は特に限定しないが、生産性の観点から１．５０％以下が好ましい。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。
　なお、高強度めっき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。
　なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
［部材］
　上述した高強度鋼又は高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる部材を提供することができる。上述した高強度鋼又は高強度めっき鋼板を、一例においてはプレス加工により目的の形状に成形し、自動車部品とすることができる。なお、自動車部品は、本実施形態に係る高強度鋼板または高強度めっき鋼板以外の鋼板を、素材として含んでいてもよい。本実施形態によれば、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性を兼備した高強度鋼板を提供することができる。そのため、車体の軽量化に寄与する自動車部品として好適である。本高強度鋼又は高強度めっき鋼板は、自動車部品の中でも、特に、骨格構造部品または補強部品として使用される部材全般において好適に用いることができる。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及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。得られたスラブを再加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施した。熱間圧延及び冷間圧延の条件は、表２－１，２－２に示す通りとした。なお、巻取温度は５００℃、加熱温度域での保熱時間は１００ｓ、加熱温度以下４００℃以上における平均冷却速度は２０℃／ｓとした。
　次いで、表２－１，２－２に示した条件で焼鈍処理を施し、高強度鋼板（ＣＲ）を得た。さらに、一部の薄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）、及び、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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　以上のようにして得られた高強度鋼板及び高強度めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法にしたがい、引張特性、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性を評価した。その結果を表３－１，３－２に示す。
［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、ＴＳ及びＥｌを測定した。なお、本開示では、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９０％以下の場合を良好と判断した。なお、ＹＲは上述の式（２）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、本開示では、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２５％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、本開示では、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６．０ｍｍ）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を、曲げ性が「優」と判断した。また、５サンプルのうち一つ以上のサンプルで２００μｍ未満の微小割れが発生する場合を、曲げ性が「良」と判断した。さらに、５サンプルのうち一つ以上のサンプルで２００μｍ以上の微小割れが発生する場合を、曲げ性が「劣」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。
［耐ＬＭＥ特性］
　耐ＬＭＥ特性は、高温引張試験により判断した。高強度鋼板（ＣＲ）、及び、各めっき鋼板（ＧＩ、ＧＡ、ＥＧ）について、鋼板の圧延方向に対して直角方向が高温引張試験の引張方向となるように、幅が１０５ｍｍ、長さが２５ｍｍの短冊状のサンプルを採取した。その後、幅が９９ｍｍ、長さが２０ｍｍとなるようサンプルの端面を研削した。次いで、肩部の半径が２０ｍｍ、平行部の幅が５ｍｍ、平行部の長さが２０ｍｍの引張試験片を作製した。さらに、ノッチ半径が２ｍｍ、ノッチ先端間の距離が３ｍｍのノッチを引張試験片の平行部の中央に付与し、切欠き付引張試験片を得た。なお、電極との接触性を確保する観点から、鋼板の片側を研削し、板厚を１．０ｍｍに調整した。得られた切欠き付引張試験片を用いて、熱間加工再現装置（サーメックマスターＺ）を使用し、高温引張試験を行った。９００℃まで１００℃／ｓで昇温した後、すぐに４０℃／ｓでガス冷却し、７００℃に到達後、直ちに５０ｍｍ／ｓのクロスヘッド速度で破断まで引張試験を行った。試験片破断後は１００℃／ｓで２００℃以下までガス冷却した。
　上記の通り高温引張試験に供した試験片の破断部について、試験片の引張方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように、切断により板厚減少率測定用サンプルを採取し、上述の式（３）で示す板厚減少率を求めた。なお、本開示では、板厚減少率が０．２０以上の場合、耐ＬＭＥ特性に優れると判断した。
　また、前述した方法にしたがって、マルテンサイト及びフェライトの面積率、残留オーステナイトの体積率、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値、鋼板表層から板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度、及び、表層軟化厚みを求めた。また、残部組織について、以下に記載の方法にて観察した。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試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させた。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察する。得られた組織画像から残部組織としてセメンタイトを識別した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表３－１，３－２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、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性がいずれも優れている。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）、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性のいずれか一つ以上が劣っている。
　以上、本開示の実施の形態について説明したが、本開示は、こうした実施形態に限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本開示の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
　本開示に係る高強度鋼板を、例えば、自動車部品等の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。

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
    Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０．００２％以上０．１００％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下及び
    Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下を含有するとともに、
    ［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０以上０．６０以下の関係を満たし、
    　下記（１）式から求められるフリーＴｉ量が０．００１質量％以上の関係を満たし、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    　鋼板表層において、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計が０．００２質量％以上であり、
    　板厚１／４位置において、
    　マルテンサイトの面積率が７８％以上、
    　フェライトの面積率が１０％以下、
    　残留オーステナイトの体積率が１０．０％未満、
    　旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値が２．０以下であり、
    　板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回以下である、鋼組織とを有し、
    　引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、高強度鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    フリーＴｉ量（％）＝［％Ｔｉ］－（４７．９／１４．０）×［％Ｎ］－（４７．９／３２．１）×［％Ｓ］・・・（１）
    　なお、（１）式中の［％Ｘ］は、鋼中の元素Ｘの含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
  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、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｖ：０．２００％以下、
    Ｔａ：０．１０％以下、
    Ｗ：０．１０％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｎｉ：１．００％以下、
    Ｃｏ：０．０１０％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｃａ：０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０．１００％以下、
    Ｔｅ：０．１００％以下、
    Ｈｆ：０．１０％以下及び
    Ｂｉ：０．２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の少なくとも片面にめっき層を有する、高強度めっき鋼板。
  5. 　請求項１または３に記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度にて１００分以上保熱し、
    　次いで、前記鋼スラブに、粗圧延終了温度を１０５０℃以上、かつ仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とする熱間圧延を施して熱延板とし、
    　次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
    　次いで、前記熱延板に、累積圧下率を２０％以上７５％以下として冷間圧延を施して冷延板とし、
    　次いで、前記冷延板に対し、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、かつ７５０℃から加熱温度までの滞留時間が４０ｓ以上となる条件で、８２０℃以上の前記加熱温度まで加熱し、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として、１５０℃以下まで冷却する焼鈍工程を行って、高強度鋼板を得る、高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記加熱温度における雰囲気の酸素濃度が２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下、かつ雰囲気の露点が－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. 　請求項５又は６に記載の焼鈍工程後、前記高強度鋼板の少なくとも片面にめっき処理を施して高強度めっき鋼板を得る、めっき工程を行う、高強度めっき鋼板の製造方法。
  8. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
  9. 　請求項４に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
  10. 　自動車の骨格構造部品用、または自動車の補強部品用である、請求項８または９に記載の部材。
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