WO2024048132A1 - 高強度鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法 - Google Patents

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WO2024048132A1
WO2024048132A1 PCT/JP2023/027131 JP2023027131W WO2024048132A1 WO 2024048132 A1 WO2024048132 A1 WO 2024048132A1 JP 2023027131 W JP2023027131 W JP 2023027131W WO 2024048132 A1 WO2024048132 A1 WO 2024048132A1
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WO
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less
steel plate
temperature
hot
strength
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/027131
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English (en)
French (fr)
Inventor
霊玲 楊
勇樹 田路
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Publication date
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Publication of WO2024048132A1 publication Critical patent/WO2024048132A1/ja

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate having a yield strength (YS) of 800 MPa or more, a method for manufacturing the same, and a member and a method for manufacturing the same.
  • Yield strength 800 MPa or more
  • Patent Documents 1 to 3 disclose high-strength steel plates having a yield strength of 800 MPa or more.
  • crash strength In order to form a high-strength steel plate having a yield strength of 800 MPa or more into automobile parts, good workability is required.
  • steel plates used as automobile parts have excellent crash strength (hereinafter referred to as "crash strength") and suppress the propagation of cracks caused by external forces during a collision (excellent crack retention). is also required.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength steel plate that has a yield strength of 800 MPa or more and is excellent in workability, impact strength, and crack retention.
  • a steel plate wherein the amount of diffusible hydrogen in the steel of the steel plate is 0.50 mass ppm or less, the steel plate has a component composition and a microstructure, and the component composition is in mass %, C : 0.150 to 0.500%, Si: 0.01 to 3.00%, Mn: 1.50 to 4.00%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.100% or less, N: 0.0100% or less, and O: 0.0100% or less, with the remainder consisting of Fe and inevitable impurities, and the above microstructure has a total area of tempered martensite and bainite.
  • the above component composition further includes, in mass %, B: 0.0100% or less, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, W: 0.
  • the plating layer is a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, or an electrogalvanized layer.
  • a method for producing the high-strength steel plate described in [1] above comprising hot rolling a steel slab having the composition described in [1] above to obtain a hot-rolled steel plate; A hot rolled steel plate is subjected to cold rolling to obtain a cold rolled steel plate, and the cold rolled steel plate is heated for 10 to 500 seconds at a heating temperature T1 of 750 to 950°C, and a cooling stop temperature T2 of 120°C or more and less than 280°C. and then reheated to a reheating temperature T3, recooled without holding at the reheating temperature T3, and held at a temperature T4 lower than the reheating temperature T3 for 1 s or more, and expressed by the following formula (1).
  • the heat input influence index J from the cooling stop temperature T2 to the reheating temperature T3 is 1500 to 4000, and the cold rolled steel sheet held at the temperature T4 has a surface roughness of 1.5 to 5.
  • a method for producing a high-strength steel plate according to [2] above comprising hot rolling a steel slab having the composition described in [2] above to obtain a hot-rolled steel plate; A hot rolled steel plate is subjected to cold rolling to obtain a cold rolled steel plate, and the cold rolled steel plate is heated for 10 to 500 seconds at a heating temperature T1 of 750 to 950°C, and a cooling stop temperature T2 of 120°C or more and less than 280°C. and then reheated to a reheating temperature T3, recooled without holding at the reheating temperature T3, and held at a temperature T4 lower than the reheating temperature T3 for 1 s or more, and expressed by the following formula (1).
  • the heat input influence index J from the cooling stop temperature T2 to the reheating temperature T3 is 1500 to 4000, and the cold rolled steel sheet held at the temperature T4 has a surface roughness of 1.5 to 5.
  • a high-strength steel plate that has a yield strength of 800 MPa or more and is excellent in workability, crash strength, and crack retention.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing a hat member subjected to a three-point bending test.
  • the high-strength steel plate of this embodiment includes a steel plate, and may further include a plating layer on the surface of this steel plate, as described later.
  • the steel plate included in the present high-strength steel plate has the composition and microstructure described below, and satisfies the amount of diffusible hydrogen in steel described below.
  • High strength means that the yield strength (YS) is 800 MPa or more.
  • This high-strength steel plate has a yield strength of 800 MPa or more, and is excellent in workability, crash strength, and crack retention. Therefore, since the material has sufficient strength against collisions, it is suitably used as a part of a transportation machine such as an automobile, for example.
  • general processing methods such as press processing can be used without restriction.
  • general welding methods such as spot welding and arc welding can be used without limitation.
  • the thickness of the steel plate is not particularly limited, and is, for example, 0.5 mm or more and 3.0 mm or less.
  • Component composition The component composition of the steel plate included in the present high-strength steel plate (hereinafter also referred to as “main component composition” for convenience) will be explained. “%” in this component composition means “% by mass” unless otherwise specified.
  • C (C: 0.150-0.500%) C generates martensite and increases the strength of the steel plate. If the amount of C is too small, the total area ratio of tempered martensite and bainite will decrease, resulting in a decrease in impact strength and yield strength. Therefore, the amount of C is 0.150% or more, preferably 0.180% or more, and more preferably 0.200% or more. On the other hand, if the amount of C is too large, the structure A having a nanohardness of 7 GPa or more, which becomes the starting point of cracks, will increase, resulting in a decrease in workability. Therefore, the amount of C is 0.500% or less, preferably 0.460% or less, and more preferably 0.400% or less.
  • Si suppresses the formation of carbides during heat treatment and affects the hardness of the structure and the concentration of solid solution carbon in retained austenite.
  • the amount of Si is 0.01% or more, and 0.50% or more. It is preferably 0.80% or more, and more preferably 0.80% or more.
  • the amount of Si is 3.00% or less, preferably 2.60% or less, and more preferably 2.40% or less.
  • Mn affects the area ratio of tempered martensite and bainite. From the viewpoint of obtaining good impact strength and yield strength of 800 MPa or more, the Mn content is 1.50% or more, preferably 1.90% or more, and more preferably 2.30% or more. On the other hand, if the amount of Mn is too large, the structure A having a nanohardness of 7 GPa or more, which becomes the starting point of cracks, increases, resulting in a decrease in workability. Therefore, the Mn amount is 4.00% or less, preferably 3.50% or less, and more preferably 3.30% or less.
  • the amount of P is 0.100% or less, preferably 0.030% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the amount of P is not particularly limited, but since P is a solid solution strengthening element and increases the strength of the steel plate, it is preferably 0.001%, more preferably 0.002%, and even more preferably 0.003%. preferable.
  • the amount of S is 0.0200% or less, preferably 0.0100% or less, and more preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit of the amount of S is not particularly limited, but due to production technology constraints, it is preferably 0.0001%, more preferably 0.0002%, and even more preferably 0.0003%.
  • Al increases the A3 transformation point. As a result, ferrite increases and the area ratio of tempered martensite and bainite decreases. Therefore, the amount of Al is 0.100% or less, preferably 0.080% or less, and more preferably 0.060% or less.
  • the lower limit of the amount of Al is not particularly limited, but is, for example, 0.010%, preferably 0.020%, since it suppresses the formation of carbides during heat treatment and promotes the formation of retained austenite.
  • N (N: 0.0100% or less) N combines with Ti to form TiN, which becomes a starting point for cracks, resulting in reduced workability. Therefore, the amount of N is 0.0100% or less, preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit of the amount of N is not particularly limited, but due to constraints on production technology, it is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, and even more preferably 0.0005%.
  • O forms oxides, which serve as starting points for cracks, resulting in reduced workability. Therefore, the amount of O is 0.0100% or less, preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0020% or less.
  • This component composition may further contain, in mass %, at least one element selected from the group consisting of the elements described below.
  • ((B: 0.0100% or less)) B is an element that can improve the hardenability of a steel sheet by segregating at austenite grain boundaries, and increases the yield strength of the steel sheet, so it is preferably added.
  • the amount of B is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, even more preferably 0.0040% or less, and particularly preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of the amount of B is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding B, it is, for example, 0.0005%, preferably 0.0010%.
  • Ti ((Ti: 0.200% or less)) Ti is preferably added because it increases the yield strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or heat treatment.
  • the amount of Ti is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the amount of Ti is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Ti, it is, for example, 0.005%, and preferably 0.010%.
  • Nb, V, and W increase the yield strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or heat treatment, so it is preferable to add them.
  • the Nb amount is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Nb, it is, for example, 0.005%, preferably 0.010%.
  • the amount of V is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding V, it is, for example, 0.005%, preferably 0.010%.
  • the amount of W is preferably 0.100% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding W, it is, for example, 0.010%, preferably 0.020%.
  • Mo and Cr are preferably added because they increase the yield strength of the steel plate by improving the hardenability of the steel plate.
  • the amount of Mo is preferably 1.000% or less, more preferably 0.800% or less, and even more preferably 0.500% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Mo, it is, for example, 0.010%, preferably 0.020%.
  • the amount of Cr is preferably 1.000% or less, more preferably 0.800% or less, and even more preferably 0.500% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Cr, it is, for example, 0.010%, preferably 0.020%.
  • Sb and Sn increase the yield strength of the steel plate by suppressing decarburization on the surface of the steel plate, so it is preferable to add Sb and Sn.
  • the amount of Sb is preferably 0.200% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.040% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Sb, it is, for example, 0.001%, preferably 0.002%.
  • the amount of Sn is preferably 0.200% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.040% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Sn, it is, for example, 0.001%, preferably 0.002%.
  • Zr and Te are preferably added because they make the shape of nitrides and sulfides spheroidal and improve workability.
  • the Zr amount is preferably 0.1000% or less, more preferably 0.0800% or less, and even more preferably 0.0500% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Zr, it is, for example, 0.0050%, preferably 0.0100%.
  • the amount of Te is preferably 0.100% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Te, it is, for example, 0.005%, preferably 0.010%.
  • the amount of Cu is preferably 1.000% or less, more preferably 0.800% or less, and even more preferably 0.500% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Cu, it is, for example, 0.010%, preferably 0.020%.
  • Ni ((Ni: 1.000% or less)) Since Ni increases the yield strength of the steel plate by improving the hardenability of the steel plate, it is preferable to add Ni. However, when the amount of Ni is excessively large, hard martensite increases, resulting in deterioration of workability. Therefore, the Ni amount is preferably 1.000% or less, more preferably 0.800% or less, and even more preferably 0.500% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Ni, it is, for example, 0.010%, preferably 0.020%.
  • Ca, Mg, and REM (Rare Earth Metal) are preferably added because they spheroidize the shape of precipitates such as sulfides and oxides and improve workability.
  • the amount of Ca is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, and even more preferably 0.0040% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Ca, it is, for example, 0.0005%, preferably 0.0010%.
  • the amount of Mg is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, and even more preferably 0.0040% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of Mg addition, it is, for example, 0.0005%, preferably 0.0010%.
  • the amount of REM is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0040% or less, and even more preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding REM, it is, for example, 0.0005%, preferably 0.0010%.
  • Co ((Co: 0.010% or less, Ta: 0.10% or less, Hf: 0.10% or less, Bi: 0.200% or less))
  • Co, Ta, Hf, and Bi make the shape of the precipitates spherical and improve workability, so it is preferable to add them.
  • the Co amount is preferably 0.010% or less, more preferably 0.008% or less, and even more preferably 0.007% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Co, it is, for example, 0.001%, preferably 0.002%.
  • the amount of Ta is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and even more preferably 0.07% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Ta, it is, for example, 0.01%, preferably 0.02%.
  • the amount of Hf is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and even more preferably 0.07% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Hf, it is, for example, 0.01%, preferably 0.02%.
  • the amount of Bi is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less, and even more preferably 0.080% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding REM, it is, for example, 0.001%, preferably 0.005%.
  • the remainder in this component composition consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the microstructure of the steel plate included in the present high-strength steel sheet (hereinafter also referred to as "the present microstructure" for convenience) will be explained.
  • the area ratio is the area ratio with respect to the entire microstructure. The area ratio of each tissue is determined by the method described in the Examples below.
  • Total area ratio of tempered martensite and bainite 55-95%) From the viewpoint of stably ensuring good impact strength and yield strength, the total area ratio of tempered martensite and bainite is 55% or more, preferably 58% or more, and more preferably 60% or more.
  • this total area ratio is 95% or less, preferably 92% or less, and more preferably 88% or less.
  • the structure A having a nanohardness of 7 GPa or more is fine and hard, and improves crack retention by stopping the propagation of cracks generated by external force at the time of collision.
  • the structure B having a nanohardness of 6 GPa or less has high toughness and thus improves workability.
  • the abundance ratio (A/B) of structure A and structure B both crack arrestability and workability are excellent. Since the crack retention property is excellent, the abundance ratio (A/B) is 0.8 or more, preferably 1.0 or more, and more preferably 1.1 or more.
  • the abundance ratio (A/B) between the structure A and the structure B is 2.5 or less, preferably 2.3 or less, and more preferably 2.0 or less.
  • Nanohardness is hardness measured using a nanoindentation method, and specifically, it is determined by the method described in the Examples below. Hardness other than nano-hardness (for example, Vickers hardness) cannot evaluate the plastic deformation resistance in a local region at the submicron level of the tissue.
  • Solid carbon concentration in retained austenite 0.50 to 0.90% by mass
  • This microstructure includes retained austenite.
  • the concentration of solute carbon in retained austenite increases, the hardness of martensite that transforms from retained austenite increases significantly when stress is repeatedly applied, which increases the number of crack initiation points and deteriorates workability. Therefore, the solid solution carbon concentration in the retained austenite is 0.90% by mass or less, preferably 0.85% by mass or less, and more preferably 0.80% by mass.
  • the solid solution carbon concentration in the retained austenite is 0.50% by mass or more, preferably 0.60% by mass or more, and more preferably 0.70% by mass or more.
  • the microstructure may include a structure other than tempered martensite, bainite, and retained austenite (residual structure).
  • the residual structure include known structures such as fresh martensite; pearlite; ferrite; iron-based carbonitride; alloy carbonitride; inclusions such as MnS and Al 2 O 3 ;
  • the area ratio of the remaining tissue is preferably 20% or less, more preferably 10% or less, and even more preferably 5% or less. As long as the area ratio of the remaining tissue is within this range, the effects of the present invention are not impaired.
  • ⁇ Amount of diffusible hydrogen in steel 0.50 mass ppm or less ⁇ If the amount of diffusible hydrogen in the steel is too high, delayed fracture will occur and workability will deteriorate. Therefore, the amount of diffusible hydrogen in steel is 0.50 mass ppm or less, preferably 0.30 mass ppm or less, and more preferably 0.20 mass ppm or less. The amount of diffusible hydrogen in steel is determined by the method described in Examples below.
  • the present high-strength steel plate may further include a plating layer on the surface of the steel plate from the viewpoint of improving corrosion resistance and the like.
  • the plating layer include a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, and an electrogalvanized layer.
  • the plating layer is formed by a plating process described below.
  • This manufacturing method is also a method for manufacturing the above-mentioned high-strength steel plate.
  • the temperature when heating or cooling a steel slab, steel plate, etc. shown below means the surface temperature of the steel slab, steel plate, etc. unless otherwise specified.
  • the method for producing molten steel to become a steel slab (steel material) is not particularly limited, and any known method using a converter, electric furnace, etc. can be adopted.
  • a steel slab is obtained from molten steel by a continuous casting method. Steel slabs may be obtained using other methods such as ingot-blowing rolling and thin slab continuous casting.
  • ⁇ Hot rolling> In this manufacturing method, first, a steel slab having the above-mentioned main component composition is hot rolled. Thereby, a hot rolled steel plate is obtained.
  • the steel slab When hot rolling, the steel slab may be reheated in a heating furnace and then rolled. If the steel slab maintains a temperature equal to or higher than a predetermined temperature, the steel slab may be directly rolled without being heated.
  • hot rolling a steel slab is subjected to rough rolling and finish rolling. It is preferable to heat the steel slab to dissolve carbides in the steel slab before rough rolling.
  • the temperature at which the steel slab is heated is preferably 1100°C or higher, more preferably 1150°C or higher.
  • the steel slab heating temperature is preferably 1300°C or lower, more preferably 1280°C or lower.
  • the finish rolling temperature is preferably 700 to 1100°C, more preferably 800 to 1000°C.
  • the rolling ratio of cold rolling is preferably 30% or more, more preferably 35% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, and is, for example, 70% or less, preferably 65% or less.
  • FIG. 1 is a chart showing an example of heat treatment.
  • a cold rolled steel plate is generally heated at a heating temperature T1, then cooled to a cooling stop temperature T2, and then reheated to a reheating temperature T3 without being held at the reheating temperature T3.
  • Recool In recooling, the cold rolled steel sheet is held at a temperature T4 that is lower than the reheating temperature T3.
  • a cold-rolled steel sheet that has been heat treated and further subjected to temper rolling corresponds to the steel sheet included in the present high-strength steel sheet described above.
  • Heating temperature T1 750-950°C
  • heating time t1 10-500s ⁇
  • a cold rolled steel plate is heated at a heating temperature T1.
  • the heating temperature T1 is 750°C or higher, preferably 800°C or higher, and more preferably 850°C or higher.
  • the heating time t1 is 10 seconds or more, preferably 50 seconds or more, and more preferably 80 seconds or more.
  • the heating temperature T1 is 950°C or lower, preferably 930°C or lower, and more preferably 900°C or lower.
  • the heating time t1 is 500 seconds or less, preferably 300 seconds or less, and more preferably 200 seconds or less.
  • ⁇ Cooling stop temperature T2 120°C or higher and lower than 280°C ⁇
  • the cold rolled steel sheet heated at the heating temperature T1 is cooled to a cooling stop temperature T2. If the cooling stop temperature T2 is too low, the total area ratio of tempered martensite and bainite will become high, and the abundance ratio (A/B) will become too large, resulting in poor workability. Therefore, the cooling stop temperature T2 is 120°C or higher, preferably 140°C or higher, and more preferably 150°C or higher.
  • the cooling stop temperature T2 is less than 280°C, preferably 270°C or less, and more preferably 260°C or less.
  • the reheating temperature T3 is not particularly limited as long as it satisfies the heat input influence index J described below.
  • the reheating temperature T3 is, for example, 280°C or higher, preferably 290°C or higher, and more preferably 300°C or higher.
  • the reheating temperature T3 is, for example, 400°C or lower, preferably 380°C or lower, and more preferably 350°C or lower.
  • the nanohardness of each structure constituting the microstructure changes depending on the state of carbon in each structure.
  • the heat input influence index J affects not only the state of carbon existence but also the diffusion rate and location of carbon. If the heat input influence index J is too low, carbon in the structure exists as a solid solution, so the number of structures A with nanohardness of 7 GPa or more increases, and the abundance ratio (A/B) becomes too large, resulting in poor workability. deteriorates. Furthermore, the concentration of solid solute carbon in the retained austenite becomes too high, resulting in poor workability. Therefore, the heat input influence index J is 1500 or more, preferably 1800 or more, and more preferably 2000 or more.
  • the heat input influence index J is 4000 or less, preferably 3800 or less, and more preferably 3500 or less.
  • the lower limit of the temperature T4 is not particularly limited, but is, for example, 180°C, preferably 200°C, and more preferably 220°C.
  • the holding time t4 is 1 s or more, preferably 3 s or more, and more preferably 5 s or more.
  • ⁇ Surface roughness of roll 1.5-5.0 ⁇ m ⁇
  • the surface roughness of the roll the mobile dislocations introduced in local regions at the submicron level are adjusted, and the hardness distribution of the structure is controlled. If the surface roughness of the roll is too small, the abundance ratio (A/B) will become too small and crack retention will deteriorate. Therefore, the surface roughness of the roll is 1.5 ⁇ m or more, preferably 1.8 ⁇ m or more, and more preferably 2.0 ⁇ m or more.
  • the surface roughness of the roll is 5.0 ⁇ m or less, preferably 4.5 ⁇ m or less, and more preferably 4.0 ⁇ m or less.
  • the surface roughness of the roll is the arithmetic mean roughness Ra measured in accordance with JIS B 0601.
  • a plating layer may be formed on the surface of a cold-rolled steel sheet that has been subjected to temper rolling by performing plating treatment.
  • the plating layer include a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, and an electrogalvanized layer.
  • the plating treatment is preferably hot-dip galvanizing, alloyed hot-dip galvanizing, or electrogalvanizing.
  • a steel plate is immersed in a zinc bath at a bath temperature of 440 to 500° C. to perform hot-dip galvanizing. After that, it is preferable to adjust the adhesion amount of the plating layer by gas wiping or the like.
  • a zinc bath having a component composition in which the Al content is 0.10 to 0.23% by mass, and the balance is Zn and unavoidable impurities is preferable.
  • the alloying temperature is preferably 450 to 600°C, more preferably 470 to 550°C, even more preferably 470 to 530°C.
  • An electrogalvanized layer is formed by electrogalvanizing.
  • the electrogalvanized layer is not particularly limited, and conventionally known electrogalvanized layers are suitably used.
  • the electrogalvanized layer may be a zinc alloy plated layer in which an appropriate amount of an element such as Fe, Cr, Ni, Mn, Co, Sn, Pb, or Mo is added to Zn depending on the purpose.
  • the coating weight of the galvanized steel sheet (GI), alloyed galvanized steel sheet (GA), and electrogalvanized steel sheet (EG) is preferably 20 to 80 g/m 2 per side (double-sided plating).
  • the plated steel plate is cooled to a temperature of, for example, 50° C. or lower.
  • a steel plate cooled to a temperature of 50° C. or lower may be rolled at an elongation rate of 0.05 to 1.00%.
  • the elongation rate is preferably 0.08 to 0.70%.
  • This rolling may be carried out on an apparatus that is continuous with the apparatus (plating apparatus) for carrying out the galvanizing process, or may be carried out on an apparatus that is discontinuous with the plating apparatus.
  • the target elongation rate may be achieved by one rolling, or the target elongation rate may be achieved by rolling a plurality of times. Note that the rolling described here generally refers to temper rolling, but rolling by processing using a leveler or the like may be used as long as an elongation rate equivalent to that of temper rolling can be imparted.
  • the holding temperatures such as heating temperature and reheating temperature do not need to be constant as long as they are within the above-mentioned temperature range.
  • the cooling rate may be changed during cooling as long as it is within the above-mentioned rate range.
  • the heat treatment may be performed in any equipment as long as the conditions such as the temperature range described above are satisfied.
  • This member is a member that uses the above-mentioned high-strength steel plate at least in part, and is, for example, formed by processing (such as press working) the high-strength steel plate into a desired shape.
  • This member is preferably a member for automobile parts.
  • the member for automobile parts may include a steel plate other than the present high-strength steel plate as a material.
  • this high-strength steel plate has a yield strength of 800 MPa or more, and is excellent in workability, crash strength, and crack retention. For this reason, this material has excellent workability, crash strength, and crack arrestability, and can contribute to reducing the weight of the vehicle body, so it is particularly used for automobile frame structural parts or automobile reinforcement parts among automobile parts. It is suitable as a general member.
  • the present member is obtained, for example, by subjecting the present high-strength steel plate to at least one of forming and bonding.
  • the molding process is not particularly limited, and examples thereof include press working.
  • the joining process is not particularly limited, and includes, for example, general welding such as spot welding and arc welding; caulking using rivets, etc.
  • plating treatment is applied to both sides of cold rolled steel sheet (CR) after temper rolling, such as hot dip galvanized steel sheet (GI), galvannealed steel sheet (GA) or electrogalvanized steel sheet ( EG) was obtained.
  • GI hot dip galvanized steel sheet
  • GA galvannealed steel sheet
  • EG electrogalvanized steel sheet
  • a hot-dip galvanizing bath when manufacturing GI, a zinc bath containing Al: 0.20% by mass, with the balance consisting of Zn and inevitable impurities is used, and when manufacturing GA, Al: 0.20% by mass is used.
  • a zinc bath was used containing 14% by weight, with the remainder consisting of Zn and unavoidable impurities.
  • the bath temperature was 470° C. in both GI and GA production.
  • the amount of plating layer deposited was 45 to 72 g/m 2 per side when manufacturing GI, and 45 g/m 2 per side when manufacturing GA.
  • the alloying temperature was 500°C.
  • the composition of the GI plating layer was such that it contained Fe: 0.1 to 1.0% by mass, Al: 0.2 to 1.0% by mass, and the remainder consisted of Fe and inevitable impurities.
  • the composition of the GA plating layer was such that it contained Fe: 7 to 15% by mass, Al: 0.1 to 1.0% by mass, and the remainder consisted of Fe and inevitable impurities.
  • electrogalvanizing was performed using an electrogalvanizing line so that the amount of plating layer deposited was 30 g/m 2 per side.
  • heat-treated cold rolled steel sheets CR
  • hot-dip galvanized steel sheets GI
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets G
  • electrogalvanized steel sheets EG
  • the obtained steel plate was polished so that the cross section (L cross section) parallel to the rolling direction at 1/4 of the plate thickness was the observation surface.
  • the observation surface was corroded using 1% by volume nital, and then observed using a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 3000 times.
  • SEM scanning electron microscope
  • the observation surface was observed for 10 fields, and a SEM image was obtained.
  • the obtained SEM image was analyzed to determine the total area ratio (unit: %) of tempered martensite and bainite. More specifically, the dark gray portions in the obtained SEM image were determined to be tempered martensite and bainite, and the area ratio (average area ratio of 10 fields of view) was determined.
  • Image-Pro manufactured by Media Cybernetics was used as analysis software.
  • the obtained steel plate was polished so that the cross section (L cross section) parallel to the rolling direction at 1/4 of the plate thickness was the observation surface.
  • the observation surface was mirror polished using diamond paste, and then finished polished using colloidal silica.
  • the nanohardness of the observed surface was measured at 225 points using a nanoindentation device equipped with a Berkovich indenter.
  • the measurement conditions were a loading speed and an unloading speed of 50 ⁇ N/s, a maximum load of 500 ⁇ N, a data collection pitch of 5 ms, and a distance between indentations of 2 ⁇ m or more.
  • the measurement points with nanohardness of 7 GPa or more are tissue A
  • the measurement points with nanohardness 6 of GPa or less are tissue B
  • the ratio of the number of measurement points is defined as tissue A and tissue B. It was determined as the abundance ratio (A/B).
  • the content of carbon (C) in the retained austenite (unit: mass %) is determined, and this is calculated as the solid solution in the retained austenite. It was taken as carbon concentration.
  • a is the lattice constant of retained austenite (unit: ⁇ )
  • ⁇ is the value obtained by dividing the diffraction peak angle of the (220) plane by 2 (unit: rad).
  • a is the lattice constant of the retained austenite (unit: ⁇ )
  • [M] is the content of element M in the retained austenite (unit: mass %).
  • the content of elements M other than C the content of each element in the composition of the entire steel sheet (specifically, for example, the main composition described above) is used.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel is preferably 0.50 mass ppm or less.
  • ⁇ Tensile test ⁇ A No. 5 test piece as described in JIS Z 2241, whose longitudinal direction (tensile direction) is 90° with respect to the rolling direction, was taken from the obtained steel plate.
  • a tensile test based on JIS Z 2241 was performed five times using the sampled test piece, and the yield strength (YS) and elongation (El) were determined from the average values of the five tests. If YS is 800 MPa or more, it can be evaluated as having high strength. If El is 8.0% or more, it can be evaluated that ductility is good and workability is excellent.
  • FIG. 2A is a sectional view showing the hat member 1.
  • FIG. 2A the dimensions of the hat member 1 are shown.
  • the hat member 1 is joined to the flat plate 2 by spot welding (nugget diameter: 4.5 ⁇ t, pitch between spots: 35 mm).
  • the flat plate 2 is a cold-rolled steel plate without a plating layer, has a tensile strength (TS) of 590 MPa, and a plate thickness t that is the same as that of the hat member 1 (1.2 mm).
  • TS tensile strength
  • FIG. 2B is a schematic diagram showing the hat member 1 subjected to a three-point bending test. Various dimensions are also shown in FIG. 2B.
  • a flat plate 2 joined to a hat member 1 is supported by a support member 3 which is a rigid body.
  • the impactor 4 which is a rigid body, is moved from above toward the hat member 1 at a speed of 1 m/s. In this way, a three-point bending test is performed.
  • a three-point bending test was performed three times for each steel plate, and the average value of the maximum loads determined each time was taken as the maximum load for that steel plate.
  • the maximum load was 40 kN or more, " ⁇ ” was written, when it was 30 kN or more and less than 40 kN, " ⁇ ” was written, and when it was less than 30 kN, "x” was written in Table 3 below. If the rating is " ⁇ ” or " ⁇ ”, it can be evaluated that the collision strength is excellent.
  • Test method Roll support, punch pushing Roll diameter: ⁇ 30mm Punch tip R: 0.4mm Distance between rolls: (plate thickness x 2) + 0.5mm Stroke speed: 20mm/min Test piece size: 60mm x 60mm Bending direction: rolling right angle method

Abstract

８００ＭＰａ以上の降伏強さを有し、かつ、加工性、衝突耐力および亀裂停留性に優れる高強度鋼板を提供する。鋼中拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である。成分組成は、質量％で、Ｃ：０．１５０～０．５００％、Ｓｉ：０．０１～３．００％、Ｍｎ：１．５０～４．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、および、Ｏ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が５５～９５％であり、ナノ硬さが７ＧＰａ以上の組織Ａとナノ硬さが６ＧＰａ以下の組織Ｂとの存在比Ａ／Ｂが０．８～２．５であり、残留オーステナイト中の固溶炭素濃度が０．５０～０．９０質量％である。

Description

高強度鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法
　本発明は、８００ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＳ）を有する高強度鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法に関する。
　近年、例えば自動車業界において、地球環境の保全という観点から、炭酸ガス（ＣＯ２）の排出量を削減するため、自動車の燃費向上が望まれている。
　自動車の燃費向上には、車体の軽量化を図ることが有効であるが、このとき、車体の強度を維持しつつ、車体の軽量化を図る必要がある。自動車部品となる鋼板を高強度化し、車体の構造を簡略化して部品点数を削減できれば、車体の軽量化を達成できる。
　例えば、特許文献１～３には、８００ＭＰａ以上の降伏強さを有する高強度鋼板が開示されている。
特開２０１８－２１２３１号公報 特許２０１８－２１２３３号公報 特許２０１７－２１４６４７号公報
　８００ＭＰａ以上の降伏強さを有する高強度鋼板を自動車部品に成形加工するには、良好な加工性が要求される。
　また、自動車部品として用いられる鋼板は、衝突時の耐力（以下、「衝突耐力」という）に優れること、および、衝突時の外力により発生した亀裂の進展を抑制する（亀裂停留性に優れる）ことも要求される。
　そこで、本発明は、８００ＭＰａ以上の降伏強さを有し、かつ、加工性、衝突耐力および亀裂停留性に優れる高強度鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。
　すなわち、本発明は、以下の［１］～［１０］を提供する。
　［１］鋼板を備え、上記鋼板の鋼中拡散性水素量が、０．５０質量ｐｐｍ以下であり、上記鋼板が、成分組成およびミクロ組織を有し、上記成分組成は、質量％で、Ｃ：０．１５０～０．５００％、Ｓｉ：０．０１～３．００％、Ｍｎ：１．５０～４．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、および、Ｏ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、上記ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が、５５～９５％であり、ナノ硬さが７ＧＰａ以上の組織Ａと、ナノ硬さが６ＧＰａ以下の組織Ｂとの存在比Ａ／Ｂが、０．８～２．５であり、残留オーステナイト中の固溶炭素濃度が、０．５０～０．９０質量％である、高強度鋼板。
　［２］上記成分組成が、更に、質量％で、Ｂ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｗ：０．１００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、および、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、上記［１］に記載の高強度鋼板。
　［３］鋼板の表面に、更に、めっき層を備える、上記［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
　［４］上記めっき層が、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層である、上記［３］に記載の高強度鋼板。
　［５］上記［１］に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、上記［１］に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延鋼板を得て、上記熱延鋼板に冷間圧延を施して、冷延鋼板を得て、上記冷延鋼板を、７５０～９５０℃の加熱温度Ｔ１で１０～５００ｓ加熱し、１２０℃以上２８０℃未満の冷却停止温度Ｔ２まで冷却し、再加熱温度Ｔ３まで再加熱し、上記再加熱温度Ｔ３で保持することなく再冷却し、上記再加熱温度Ｔ３未満の温度Ｔ４で１ｓ以上保持し、下記式（１）で表される、上記冷却停止温度Ｔ２から上記再加熱温度Ｔ３までの入熱影響指数Ｊが、１５００～４０００であり、上記温度Ｔ４で保持された上記冷延鋼板を、表面粗さが１．５～５．０μｍであるロールを用いて、調質圧延する、高強度鋼板の製造方法。
　Ｊ＝（Ｔ３－Ｔ２）（ｌｏｇ（９ｔ）＋２０）…（１）
　上記式（１）中、ｔは、上記冷却停止温度Ｔ２から上記再加熱温度Ｔ３℃までの加熱時間であり、単位はｓである。
　［６］上記［２］に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、上記［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延鋼板を得て、上記熱延鋼板に冷間圧延を施して、冷延鋼板を得て、上記冷延鋼板を、７５０～９５０℃の加熱温度Ｔ１で１０～５００ｓ加熱し、１２０℃以上２８０℃未満の冷却停止温度Ｔ２まで冷却し、再加熱温度Ｔ３まで再加熱し、上記再加熱温度Ｔ３で保持することなく再冷却し、上記再加熱温度Ｔ３未満の温度Ｔ４で１ｓ以上保持し、下記式（１）で表される、上記冷却停止温度Ｔ２から上記再加熱温度Ｔ３までの入熱影響指数Ｊが、１５００～４０００であり、上記温度Ｔ４で保持された上記冷延鋼板を、表面粗さが１．５～５．０μｍであるロールを用いて、調質圧延する、高強度鋼板の製造方法。
　Ｊ＝（Ｔ３－Ｔ２）（ｌｏｇ（９ｔ）＋２０）…（１）
　上記式（１）中、ｔは、上記冷却停止温度Ｔ２から上記再加熱温度Ｔ３℃までの加熱時間であり、単位はｓである。
　［７］上記冷延鋼板に、めっき処理を施す、上記［５］または［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　［８］上記めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理または電気亜鉛めっき処理である、上記［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　［９］上記［１］～［４］のいずれかに記載の高強度鋼板を用いてなる部材。
　［１０］上記［１］～［４］のいずれかに記載の高強度鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方の加工を施して、部材を得る、部材の製造方法。
　本発明によれば、８００ＭＰａ以上の降伏強さを有し、かつ、加工性、衝突耐力および亀裂停留性に優れる高強度鋼板を提供できる。
熱処理の一例を示すチャート図である。 ハット部材を示す断面図である。 ３点曲げ試験に供されたハット部材を示す模式図である。
［高強度鋼板］
　本実施形態の高強度鋼板（以下、「本高強度鋼板」ともいう）は、鋼板を備え、後述するように、この鋼板の表面に、更に、めっき層を備えていてもよい。
　本高強度鋼板が備える鋼板は、後述する成分組成およびミクロ組織を有し、かつ、後述する鋼中拡散性水素量を満足する。
　高強度とは、降伏強さ（ＹＳ）が８００ＭＰａ以上であることを意味する。
　本高強度鋼板は、８００ＭＰａ以上の降伏強さを有し、かつ、加工性、衝突耐力および亀裂停留性に優れる。このため、衝突に対する強度が十分であるから、例えば、自動車などの輸送機の部品として好適に使用される。
　本高強度鋼板を成形加工する方法としては、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく使用できる。本高強度鋼板を溶接する方法としては、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接方法を制限なく使用できる。
 〈鋼板〉
　まず、本高強度鋼板が備える鋼板について、説明する。
　鋼板の板厚は、特に限定されず、例えば、０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。
　《成分組成》
　本高強度鋼板が備える鋼板の成分組成（以下、便宜的に「本成分組成」ともいう）を説明する。
　本成分組成における「％」は、特に説明が無い限り、「質量％」を意味する。
　（Ｃ：０．１５０～０．５００％）
　Ｃは、マルテンサイトを生成させて、鋼板の強度を上昇させる。Ｃ量が少なすぎると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下するため、衝突耐力および降伏強さが低下する。このため、Ｃ量は、０．１５０％以上であり、０．１８０％以上が好ましく、０．２００％以上がより好ましい。
　一方、Ｃ量が多すぎると、割れの起点となるナノ硬さが７ＧＰａ以上の組織Ａが増えるため、加工性が低下する。このため、Ｃ量は、０．５００％以下であり、０．４６０％以下が好ましく、０．４００％以下がより好ましい。
　（Ｓｉ：０．０１～３．００％）
　Ｓｉは、熱処理中の炭化物の生成を抑制し、組織の硬さおよび残留オーステナイト中の固溶炭素濃度に影響する。適切なナノ硬さを有する組織を確保する観点、および、残留オーステナイト中の固溶炭素濃度を一定量以上にする観点から、Ｓｉ量は、０．０１％以上であり、０．５０％以上が好ましく、０．８０％以上がより好ましい。
　一方、Ｓｉ量が多すぎると、残留オーステナイト中の固溶炭素濃度が過度に増加する。このため、Ｓｉ量は、３．００％以下であり、２．６０％以下が好ましく、２．４０％以下がより好ましい。
　（Ｍｎ：１．５０～４．００％）
　Ｍｎは、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの面積率に影響する。良好な衝突耐力および８００ＭＰａ以上の降伏強さを得る観点から、Ｍｎ量は、１．５０％以上であり、１．９０％以上が好ましく、２．３０％以上がより好ましい。
　一方、Ｍｎ量が多すぎると、割れの起点となるナノ硬さが７ＧＰａ以上の組織Ａが増え、加工性が低下する。このため、Ｍｎ量は、４．００％以下であり、３．５０％以下が好ましく、３．３０％以下がより好ましい。
　（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。これにより、鋼板の極限変形能が低下して、加工性が低下する。このため、Ｐ量は、０．１００％以下であり、０．０３０％以下が好ましく、０．０１０％以下がより好ましい。
　Ｐ量の下限は、特に限定されないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることから、０．００１％が好ましく、０．００２％がより好ましく、０．００３％が更に好ましい。
　（Ｓ：０．０２００％以下）
　Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、これが割れの起点となるため、加工性が低下する。このため、Ｓ量は、０．０２００％以下であり、０．０１００％以下が好ましく、０．００２０％以下がより好ましい。
　Ｓ量の下限は、特に限定されないが、生産技術上の制約から、０．０００１％が好ましく、０．０００２％がより好ましく、０．０００３％が更に好ましい。
　（Ａｌ：０．１００％以下）
　Ａｌは、Ａ３変態点を上昇させる。これにより、フェライトが増えて、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの面積率が低下する。このため、Ａｌ量は、０．１００％以下であり、０．０８０％以下が好ましく、０．０６０％以下がより好ましい。
　Ａｌ量の下限は、特に限定されないが、熱処理中における炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、例えば、０．０１０％であり、０．０２０％が好ましい。
　（Ｎ：０．０１００％以下）
　Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、これが割れの起点となるため、加工性が低下する。このため、Ｎ量は、０．０１００％以下であり、０．００８０％以下が好ましく、０．００６０％以下がより好ましい。
　Ｎ量の下限は、特に限定されないが、生産技術上の制約から、０．０００１％が好ましく、０．０００３％がより好ましく、０．０００５％が更に好ましい。
　（Ｏ：０．０１００％以下）
　Ｏは、酸化物を形成し、これが割れの起点となるため、加工性が低下する。このため、Ｏ量は、０．０１００％以下であり、０．００５０％以下が好ましく、０．００２０％以下がより好ましい。
　（その他の元素）
　本成分組成は、更に、質量％で、以下に記載する元素からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。
　((Ｂ：０．０１００％以下))
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで鋼板の焼入れ性を向上できる元素であり、鋼板の降伏強さを上昇させるので、添加することが好ましい。
　もっとも、Ｂ量が多すぎると、Ｆｅ２３（ＣＢ）６を形成して、割れの起点となり、加工性が低下する。このため、Ｂ量は、０．０１００％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましく、０．００４０％以下が更に好ましく、０．００３０％以下が特に好ましい。
　Ｂ量の下限は、特に限定されないが、Ｂの添加効果を得る観点からは、例えば、０．０００５％であり、０．００１０％が好ましい。
　((Ｔｉ：０．２００％以下))
　Ｔｉは、熱間圧延または熱処理時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することにより、鋼板の降伏強さを上昇させるので、添加することが好ましい。
　もっとも、Ｔｉ量が多すぎると、Ｎと結合して形成される粗大な窒化物が割れの起点として増えるため、加工性が低下する。このため、Ｔｉ量は、０．２００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましく、０．０５０％以下が更に好ましい。
　Ｔｉ量の下限は、特に限定されないが、Ｔｉの添加効果を得る観点からは、例えば、０．００５％であり、０．０１０％が好ましい。
　((Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｗ：０．１００％以下))
　Ｎｂ、ＶおよびＷは、熱間圧延または熱処理時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することにより、鋼板の降伏強さを上昇させるので、添加することが好ましい。
　もっとも、これらの元素は、添加量が過度に多い場合、鋼スラブ加熱時に溶解しないで粗大な炭化物として残存する。粗大な炭化物は、割れの起点となり、加工性が低下する。　このため、Ｎｂ量は、０．２００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましく、０．０５０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｎｂの添加効果を得る観点からは、例えば、０．００５％であり、０．０１０％が好ましい。
　Ｖ量は、０．２００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましく、０．０５０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｖの添加効果を得る観点からは、例えば、０．００５％であり、０．０１０％が好ましい。
　Ｗ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０５０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｗの添加効果を得る観点からは、例えば、０．０１０％であり、０．０２０％が好ましい。
　((Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下))
　ＭｏおよびＣｒは、鋼板の焼入れ性を高めることによって、鋼板の降伏強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、割れの起点が増えるため、加工性が低下する。
　このため、Ｍｏ量は、１．０００％以下が好ましく、０．８００％以下がより好ましく、０．５００％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｍｏの添加効果を得る観点からは、例えば、０．０１０％であり、０．０２０％が好ましい。
　Ｃｒ量は、１．０００％以下が好ましく、０．８００％以下がより好ましく、０．５００％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｃｒの添加効果を得る観点からは、例えば、０．０１０％であり、０．０２０％が好ましい。
　((Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下))
　ＳｂおよびＳｎは、鋼板表面の脱炭を抑制することによって、鋼板の降伏強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、鋼が脆化して、加工性が低下する。
　このため、Ｓｂ量は、０．２００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０４０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｓｂの添加効果を得る観点から、例えば、０．００１％であり、０．００２％が好ましい。
　Ｓｎ量は、０．２００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０４０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｓｎの添加効果を得る観点から、例えば、０．００１％であり、０．００２％が好ましい。
　((Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下))
　ＺｒおよびＴｅは、窒化物や硫化物の形状を球状化し、加工性を向上させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、熱間圧延の鋼スラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、加工性が劣化する。
　このため、Ｚｒ量は、０．１０００％以下が好ましく、０．０８００％以下がより好ましく、０．０５００％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｚｒの添加効果を得る観点から、例えば、０．００５０％であり、０．０１００％が好ましい。
　Ｔｅ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０５０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｔｅの添加効果を得る観点から、例えば、０．００５％であり、０．０１０％が好ましい。
　((Ｃｕ：１．０００％以下))
　Ｃｕは、鋼板の焼入れ性を高めることによって、鋼板の降伏強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Ｃｕ量が過度に多い場合、Ｃｕの介在物の増加により加工性が劣化する。
　このため、Ｃｕ量は、１．０００％以下が好ましく、０．８００％以下がより好ましく、０．５００％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｃｕの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１０％であり、０．０２０％が好ましい。
　((Ｎｉ：１．０００％以下))
　Ｎｉは、鋼板の焼入れ性を高めることによって、鋼板の降伏強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Ｎｉ量が過度に多い場合、硬質なマルテンサイトが増加することにより加工性が劣化する。
　このため、Ｎｉ量は、１．０００％以下が好ましく、０．８００％以下がより好ましく、０．５００％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｎｉの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１０％であり、０．０２０％が好ましい。
　((Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下))
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（Rare Earth Metal）は、硫化物や酸化物などの析出物の形状を球状化して、加工性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、粗大化の硫化物が割れの起点となり、加工性が劣化する。
　このため、Ｃａ量は、０．０１００％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましく、０．００４０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｃａの添加効果を得る観点から、例えば、０．０００５％であり、０．００１０％が好ましい。
　Ｍｇ量は、０．０１００％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましく、０．００４０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｍｇの添加効果を得る観点から、例えば、０．０００５％であり、０．００１０％が好ましい。
　ＲＥＭ量は、０．０１００％以下が好ましく、０．００４０％以下がより好ましく、０．００３０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、ＲＥＭの添加効果を得る観点から、例えば、０．０００５％であり、０．００１０％が好ましい。
　((Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下))
　Ｃｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＢｉは、析出物の形状を球状化して、加工性を向上させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、粗大化の析出物が割れの起点となり、加工性が劣化する。
　このため、Ｃｏ量は、０．０１０％以下が好ましく、０．００８％以下がより好ましく、０．００７％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｃｏの添加効果を得る観点から、例えば、０．００１％であり、０．００２％が好ましい。
　Ｔａ量は、０．１０％以下が好ましく、０．０８％以下がより好ましく、０．０７％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｔａの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１％であり、０．０２％が好ましい。
　Ｈｆ量は、０．１０％以下が好ましく、０．０８％以下がより好ましく、０．０７％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Ｈｆの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１％であり、０．０２％が好ましい。
　Ｂｉ量は、０．２００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましく、０．０８０％以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、ＲＥＭの添加効果を得る観点から、例えば、０．００１％であり、０．００５％が好ましい。
　（残部）
　本成分組成における残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
　《ミクロ組織》
　次に、本高強度鋼板が備える鋼板のミクロ組織（以下、便宜的に、「本ミクロ組織」ともいう）を説明する。
　本発明の効果を得るためには、上述した本成分組成を満足するだけでは不十分であり、以下に説明する本ミクロ組織を満足することを要する。
　以下、面積率は、ミクロ組織全体に対する面積率である。各組織の面積率は、後述する実施例に記載する方法により求める。
　（焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率：５５～９５％）
　良好な衝突耐力および降伏強さを安定して確保する観点から、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、５５％以上であり、５８％以上が好ましく、６０％以上がより好ましい。
　一方、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が高すぎると、ナノ硬さが７ＧＰａ以上の組織Ａが増え、組織Ａと組織Ｂとの存在比（Ａ／Ｂ）が大きくなりすぎて、加工性が劣化する。
　このため、この合計面積率は、９５％以下であり、９２％以下が好ましく、８８％以下がより好ましい。
　（存在比Ａ／Ｂ：０．８～２．５）
　ナノ硬さが７ＧＰａ以上の組織Ａは、微細で硬く、衝突時の外力により発生した亀裂の進展を止めることにより、亀裂停留性を向上させる。
　一方、ナノ硬さが６ＧＰａ以下の組織Ｂは、靭性が高いため、加工性を向上させる。
　組織Ａと組織Ｂとの存在比（Ａ／Ｂ）を適切に制御することにより、亀裂停留性および加工性がともに優れる。
　亀裂停留性が優れるという理由から、存在比（Ａ／Ｂ）は、０．８以上であり、１．０以上が好ましく、１．１以上がより好ましい。
　一方、組織Ａと組織Ｂとの存在比（Ａ／Ｂ）が大きすぎると、ナノ硬さが７ＧＰａ以上の組織Ａが割れの起点となり、加工性が劣化する。このため、存在比（Ａ／Ｂ）は、２．５以下であり、２．３以下が好ましく、２．０以下がより好ましい。
　ナノ硬さは、ナノインデンテーション法を用いて測定される硬さであり、具体的には、後述する実施例に記載の方法により求める。
　ナノ硬さ以外の硬さ（例えば、ビッカース硬さ）では、組織のサブミクロンレベルの局所領域での塑性変形抵抗を評価できない。
　（残留オーステナイト中の固溶炭素濃度：０．５０～０．９０質量％）
　本ミクロ組織は、残留オーステナイトを含む。
　残留オーステナイト中の固溶炭素濃度が高くなると、応力が繰り返し負荷された場合に、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、割れ起点が増加し、加工性が劣化する。
　このため、残留オーステナイト中の固溶炭素濃度は、０．９０質量％以下であり、０．８５質量％以下が好ましく、０．８０質量％がより好ましい。
　一方、残留オーステナイト中の固溶炭素濃度が低すぎると、加工性が低下する。
　このため、残留オーステナイト中の固溶炭素濃度は、０．５０質量％以上であり、０．６０質量％以上が好ましく、０．７０質量％以上がより好ましい。
　（残部組織）
　本ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト以外の組織（残部組織）を含んでいてもよい。
　残部組織としては、例えば、フレッシュマルテンサイト；パーライト；フェライト；鉄系炭窒化物；合金炭窒化物；ＭｎＳ、Ａｌ２Ｏ３などの介在物；等の公知の組織が挙げられる。
　残部組織の面積率は、２０％以下が好ましく、１０％以下がより好ましく、５％以下が更に好ましい。残部組織の面積率がこの範囲であれば、本発明の効果が損なわれない。
　《鋼中拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下》
　鋼中拡散性水素量が高すぎると、遅れ破壊が発生し、加工性が劣化する。このため、鋼中拡散性水素量は、０．５０質量ｐｐｍ以下であり、０．３０質量ｐｐｍ以下が好ましく、０．２０質量ｐｐｍ以下がより好ましい。
　鋼中拡散性水素量は、後述する実施例に記載の方法により求める。
 〈めっき層〉
　本高強度鋼板は、耐食性などを向上させる観点から、鋼板の表面に、更に、めっき層を備えていてもよい。
　めっき層としては、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層が挙げられる。めっき層は、後述するめっき処理によって形成される。
［高強度鋼板の製造方法］
　次に、本実施形態の高強度鋼板の製造方法（以下、「本製造方法」ともいう）を説明する。本製造方法は、上述した本高強度鋼板を製造する方法でもある。
　以下に示す鋼スラブ、鋼板などを加熱または冷却する際の温度は、特に説明が無い限り、鋼スラブ、鋼板などの表面温度を意味する。
　鋼スラブ（鋼素材）となる溶鋼を製造する方法としては、特に限定されず、転炉、電気炉などを用いた公知の方法を採用できる。連続鋳造法により溶鋼から鋼スラブを得ることが好ましい。造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法などの他の方法を用いて、鋼スラブを得てもよい。
 〈熱間圧延〉
　本製造方法においては、まず、上述した本成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延する。これにより、熱延鋼板を得る。
　熱間圧延するに際して、加熱炉で鋼スラブを再加熱した後に圧延してもよい。鋼スラブが所定温度以上の温度を保持している場合には、鋼スラブを加熱することなく直送圧延してもよい。
　熱間圧延においては、鋼スラブに、粗圧延および仕上げ圧延を施す。
　粗圧延前に、鋼スラブを加熱して、鋼スラブ中の炭化物を溶解させることが好ましい。
　炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止したりする観点から、鋼スラブを加熱する際の温度（鋼スラブ加熱温度）は、１１００℃以上が好ましく、１１５０℃以上がより好ましい。
　一方、スケールロスの増大を防止する観点から、鋼スラブ加熱温度は、１３００℃以下が好ましく、１２８０℃以下がより好ましい。
　上述したように、粗圧延前の鋼スラブが所定温度以上の温度を保持しており、鋼スラブ中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前の鋼スラブの加熱は省略できる。
　粗圧延および仕上げ圧延の条件については、特に限定されないが、例えば、仕上げ圧延終了温度は、７００～１１００℃が好ましく、８００～１０００℃がより好ましい。
 〈冷間圧延〉
　次に、熱延鋼板に冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る。
　冷間圧延の圧延率は、３０％以上が好ましく、３５％以上がより好ましい。上限は、特に限定されず、例えば、７０％以下であり、６５％以下が好ましい。
 〈熱処理〉
　次に、冷間圧延によって得られた冷延鋼板に、熱処理を施す。
　図１は、熱処理の一例を示すチャート図である。
　熱処理では、概略的には、冷延鋼板を、加熱温度Ｔ１で加熱してから、冷却停止温度Ｔ２まで冷却し、その後、再加熱温度Ｔ３まで再加熱し、再加熱温度Ｔ３で保持することなく再冷却する。再冷却では、冷延鋼板を、再加熱温度Ｔ３未満の温度Ｔ４で保持する。
　なお、熱処理が施され、更に後述する調質圧延が施された冷延鋼板が、上述した本高強度鋼板が備える鋼板に相当する。
　《加熱温度Ｔ１：７５０～９５０℃、加熱時間ｔ１：１０～５００ｓ》
　まず、冷延鋼板を、加熱温度Ｔ１で加熱する。
　このとき、加熱温度Ｔ１が低すぎたり、加熱時間ｔ１（冷延鋼板を加熱温度Ｔ１で保持する時間）が短すぎたりすると、フェライトおよびオーステナイトの２相域での加熱になる。この場合、最終的なミクロ組織がフェライトを含有し、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下する。
　このため、加熱温度Ｔ１は、７５０℃以上であり、８００℃以上が好ましく、８５０℃以上がより好ましい。加熱時間ｔ１は、１０ｓ以上であり、５０ｓ以上が好ましく、８０ｓ以上がより好ましい。
　一方、加熱温度Ｔ１が高すぎたり、加熱時間ｔ１が長すぎたりすると、水素分圧の増加により、鋼中に侵入する水素量が増加するため、鋼中拡散性水素量が高くなる。
　また、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が高くなり、存在比（Ａ／Ｂ）が大きくなりすぎて、加工性が劣化する。
　このため、加熱温度Ｔ１は、９５０℃以下であり、９３０℃以下が好ましく、９００℃以下がより好ましい。加熱時間ｔ１は、５００ｓ以下であり、３００ｓ以下が好ましく、２００ｓ以下がより好ましい。
　《冷却停止温度Ｔ２：１２０℃以上２８０℃未満》
　次に、加熱温度Ｔ１で加熱した冷延鋼板を、冷却停止温度Ｔ２まで冷却する。
　冷却停止温度Ｔ２が低すぎると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が高くなり、また、存在比（Ａ／Ｂ）が大きくなりすぎて、加工性が劣化する。
　このため、冷却停止温度Ｔ２は、１２０℃以上であり、１４０℃以上が好ましく、１５０℃以上がより好ましい。
　一方、冷却停止温度Ｔ２が高すぎると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下する。また、ナノ硬さが６ＧＰａ以下の組織Ｂが増え、存在比（Ａ／Ｂ）が小さくなりすぎて、亀裂停留性が劣化する。
　このため、冷却停止温度Ｔ２は、２８０℃未満であり、２７０℃以下が好ましく、２６０℃以下がより好ましい。
　《再加熱温度Ｔ３》
　次に、冷却停止温度Ｔ２まで冷却した冷延鋼板を、再加熱温度Ｔ３まで再加熱し、再加熱温度Ｔ３で保持することなく再冷却する。
　再加熱温度Ｔ３は、後述する入熱影響指数Ｊを満たす温度であれば、特に限定されない。
　再加熱温度Ｔ３は、例えば２８０℃以上であり、２９０℃以上が好ましく、３００℃以上がより好ましい。
　一方、再加熱温度Ｔ３は、例えば４００℃以下であり、３８０℃以下が好ましく、３５０℃以下がより好ましい。
　《入熱影響指数Ｊ：１５００～４０００》
　冷延鋼板に対する、冷却停止温度Ｔ２から再加熱温度Ｔ３までの入熱影響指数Ｊは、下記式（１）で表される。
　Ｊ＝（Ｔ３－Ｔ２）（ｌｏｇ（９ｔ）＋２０）…（１）
　上記記式（１）中、ｔは、冷却停止温度Ｔ２から再加熱温度Ｔ３℃までの加熱時間（単位：ｓ）である。
　ミクロ組織を構成する各組織のナノ硬さは、各組織中の炭素の存在状態により変化する。入熱影響指数Ｊは、炭素の存在状態のほかに、炭素の拡散速度や存在場所にも影響する。
　入熱影響指数Ｊが低すぎると、組織中の炭素は固溶状態として存在するため、ナノ硬さが７ＧＰａ以上の組織Ａが増え、存在比（Ａ／Ｂ）が大きくなりすぎて、加工性が劣化する。また、残留オーステナイト中の固溶炭素濃度が高くなりすぎて、加工性が劣化する。
　このため、入熱影響指数Ｊは、１５００以上であり、１８００以上が好ましく、２０００以上がより好ましい。
　一方、入熱影響指数Ｊが高すぎると、組織中の炭素は炭化物として存在するため、ナノ硬さが６ＧＰａ以下の組織Ｂが増え、存在比（Ａ／Ｂ）が小さくなりすぎて、亀裂停留性が劣化する。また、残留オーステナイト中の固溶炭素濃度が低くなりすぎて、加工性が劣化する。
　このため、入熱影響指数Ｊは、４０００以下であり、３８００以下が好ましく、３５００以下がより好ましい。
　《再加熱温度Ｔ３未満の温度Ｔ４での保持時間ｔ４：１ｓ以上》
　再冷却においては、冷延鋼板を、再加熱温度Ｔ３未満の温度Ｔ４で保持する。
　温度Ｔ４が再加熱温度Ｔ３以上であると、存在比（Ａ／Ｂ）が小さくなりすぎて、亀裂停留性が劣化する。
　温度Ｔ４の下限は、特に限定されないが、例えば１８０℃であり、２００℃が好ましく、２２０℃がより好ましい。
　冷延鋼板を温度Ｔ４で保持しない（例えば、温度Ｔ４での保持時間ｔ４がゼロである）場合、存在比（Ａ／Ｂ）が大きくなりすぎて、加工性が劣化する。
　このため、保持時間ｔ４は、１ｓ以上であり、３ｓ以上が好ましく、５ｓ以上がより好ましい。
 〈調質圧延〉
　次に、熱処理が施された（具体的には、温度Ｔ４で１ｓ以上保持された）冷延鋼板に対して、ロールを用いて、調質圧延を施す。
　《ロールの表面粗さ：１．５～５．０μｍ》
　ロールの表面粗さを制御することにより、サブミクロンレベルの局所領域に導入された可動転位を調整し、組織の硬さ分布を制御する。
　ロールの表面粗さが小さすぎると、存在比（Ａ／Ｂ）が小さくなりすぎて、亀裂停留性が劣化する。このため、ロールの表面粗さは、１．５μｍ以上であり、１．８μｍ以上が好ましく、２．０μｍ以上がより好ましい。
　一方、ロールの表面粗さが大きすぎると、存在比（Ａ／Ｂ）が大きくなりすぎて、加工性が劣化する。このため、ロールの表面粗さは、５．０μｍ以下であり、４．５μｍ以下が好ましく、４．０μｍ以下がより好ましい。
　ロールの表面粗さは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１に準拠して測定される算術平均粗さＲａである。
 〈めっき処理〉
　本製造方法においては、調質圧延が施された冷延鋼板に対して、めっき処理を施すことにより、その表面に、めっき層を形成してもよい。
　めっき層としては、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層が挙げられる。
　めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理または電気亜鉛めっき処理が好ましい。
　溶融亜鉛めっき処理を実施する場合、例えば、鋼板を、浴温が４４０～５００℃である亜鉛浴中に浸漬させて溶融亜鉛めっき処理を施す。その後、ガスワイピング等によって、めっき層の付着量を調整することが好ましい。
　亜鉛浴としては、Ａｌ含有量が０．１０～０．２３質量％であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する亜鉛浴が好ましい。
　合金化溶融亜鉛めっき処理を実施する場合、合金化温度が低すぎると、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなり、合金化が著しく困難になる場合がある。一方、合金化温度が高すぎると、未変態オーステナイトがパーライトに変態する場合がある。このため、合金化温度は、４５０～６００℃が好ましく、４７０～５５０℃がより好ましく、４７０～５３０℃が更に好ましい。
　電気亜鉛めっき処理を施すことによって、電気亜鉛めっき層を形成する。
　電気亜鉛めっき層としては、特に限定されず、従来公知の電気亜鉛めっき層が好適に用いられる。電気亜鉛めっき層は、Ｚｎに、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｓｎ、ＰｂまたはＭｏなどの元素を目的に応じて適宜量添加した亜鉛合金めっき層であってもよい。
　溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）および電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）のめっき層の付着量は、片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましい。
　めっき処理が施された鋼板は、例えば５０℃以下の温度まで冷却される。５０℃以下の温度まで冷却された鋼板に対して、０．０５～１．００％の伸長率で圧延を実施してもよい。伸長率は、０．０８～０．７０％が好ましい。
　この圧延は、亜鉛めっき処理を実施するため装置（めっき装置）と連続した装置上で実施してもよいし、めっき装置とは不連続な装置上で実施してもよい。また、１回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を実施して合計で目的の伸長率を達成してもよい。
　なお、ここで記載した圧延は、一般的には調質圧延を指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラーを用いた加工等による圧延であってもよい。
　本製造方法において、例えば、加熱温度や再加熱温度などの保持温度は、上述した温度範囲内であれば、一定でなくてもよい。冷却速度については、上述した速度範囲内であれば、冷却中に変化してもよい。上述した温度範囲などの条件を満たす限り、いかなる設備で熱処理が実施されてもよい。
［部材］
　次に、本実施形態の部材（以下、「本部材ともいう」）を説明する。
　本部材は、上述した本高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる部材であり、例えば、本高強度鋼板を加工（プレス加工など）によって目的の形状に成形したものである。
　本部材は、好適には、自動車部品用の部材である。なお、自動車部品用の部材は、本高強度鋼板以外の鋼板を、素材として含んでいてもよい。
　上述したように、本高強度鋼板は、８００ＭＰａ以上の降伏強さを有し、かつ、加工性、衝突耐力および亀裂停留性に優れる。このため、本部材は、加工性、衝突耐力および亀裂停留性に優れ、かつ、車体の軽量化に寄与できるので、自動車部品の中でも、特に、自動車の骨格構造部品または自動車の補強部品に用いられる部材全般として好適である。
［部材の製造方法］
　次に、本部材を製造する方法について説明する。
　本部材は、例えば、本高強度鋼板に対して、成形加工および接合加工の少なくとも一方の加工を施することにより得られる。
　成形加工としては、特に限定されず、例えば、プレス加工などが挙げられる。
　接合加工としては、特に限定されず、例えば、スポット溶接、アーク溶接などの一般的な溶接；リベットなどを用いたかしめ接合；等が挙げられる。
　以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明は、以下に説明する実施例に限定されない。
 〈鋼板の製造〉
　下記表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を転炉で製造し、連続鋳造法によって鋼スラブを得た。下記表１中の下線は、本発明の範囲外を意味する（後述する表２～表３においても同様）。
　得られた鋼スラブを下記表２に示す条件で熱間圧延して、熱延鋼板を得た。具体的には、鋼スラブを１２５０℃に加熱して、粗圧延し、次いで、仕上げ圧延終了温度９００℃で仕上げ圧延を施した。
　得られた熱延鋼板を、下記表２に示す圧延率で冷間圧延することにより、冷延鋼板（板厚：１．２ｍｍ）を得た。
　得られた冷延鋼板に対して、下記表２に示す条件で熱処理を施した。
　更に、熱処理が施された冷延鋼板に対して、下記表２に示す条件で調質圧延を施した。
　一部の例では、調質圧延後の冷延鋼板（ＣＲ）の両面に対してめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）または電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。
　溶融亜鉛めっき浴として、ＧＩを製造する場合は、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用し、ＧＡを製造する場合は、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。
　浴温は、ＧＩおよびＧＡのいずれを製造する場合においても、４７０℃とした。
　めっき層の付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ２とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ／ｍ２とした。
　ＧＡを製造する場合、合金化温度は、５００℃とした。
　ＧＩのめっき層の組成は、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～１．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成であった。ＧＡのめっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成であった。
　ＥＧを製造するに際しては、電気亜鉛めっきラインを用いて、めっき層の付着量が片面あたり３０ｇ／ｍ２となるように、電気亜鉛めっき処理を施した。
　以下、熱処理後の冷延鋼板（ＣＲ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）および電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を、単に、「鋼板」ともいう。
 〈ミクロ組織の観察〉
　得られた鋼板について、以下のようにして、ミクロ組織を観察した。結果を下記表３に示す。なお、下記表３では、マルテンサイトを「Ｍ」、ベイナイトを「Ｂ」、オーステナイトを「γ」と表記している。
　《焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率》
　得られた鋼板について、板厚の１／４位置、かつ、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）が観察面となるように、研磨した。観察面を、１体積％ナイタールを用いて腐食させてから、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍に拡大して観察した。
　観察面を１０視野分観察し、ＳＥＭ画像を得た。得られたＳＥＭ画像を解析し、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率（単位：％）を求めた。
　より詳細には、得られたＳＥＭ画像における暗灰色の部分を、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトと判定し、面積率（１０視野の平均面積率）を求めた。ＳＥＭ画像の解析には、解析ソフトとして、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いた。
　《ナノ硬さの測定》
　得られた鋼板について、板厚の１／４位置、かつ、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）が観察面となるよう、研磨した。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て仕上げ研磨した。
　観察面のナノ硬さを、バーコビッチ圧子を備えたナノインデンテーション装置を用いて、２２５点で測定した。
　測定条件としては、荷重速度および除荷速度を５０μＮ／ｓ、最大荷重を５００μＮ、データ採取ピッチを５ｍｓ、圧痕間の距離は２μｍ以上とした。
　２２５の測定点のうち、ナノ硬さが７ＧＰａ以上である測定点を組織Ａ、ナノ硬さ６がＧＰａ以下である測定点を組織Ｂとし、測定点の数の比を、組織Ａと組織Ｂとの存在比（Ａ／Ｂ）として求めた。
　《残留オーステナイト中の固溶炭素濃度の測定》
　得られた鋼板について、板厚の１／４位置が観察面となるように、研削し、化学研磨により更に０．１ｍｍ研磨した。
　観察面について、Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置を用いて、ＣｏＫαをＸ線源として、オーステナイトの（２００）面、（２２０）面および（３１１）面のピーク角度を求め、下記式（２）により残留オーステナイトの格子定数ａ（単位：Å）を算出した。
　算出した残留オーステナイトの格子定数ａを、下記式（３）に代入することにより、残留オーステナイト中の炭素（Ｃ）の含有量（単位：質量％）を求め、これを、残留オーステナイト中の固溶炭素濃度とした。
　ａ＝１．７９０２１√２／ｓｉｎθ…（２）
　ａ＝３．５７２＋０．００１２［Ｍｎ］－０．００１５７［Ｓｉ］＋０．００５６［Ａｌ］＋０．０３３［Ｃ］…（３）
　式（２）中、ａは残留オーステナイトの格子定数（単位：Å）、θは（２２０）面の回折ピーク角度を２で除した値（単位：ｒａｄ）である。
　式（３）中、ａは残留オーステナイトの格子定数（単位：Å）、［Ｍ］は残留オーステナイト中の元素Ｍの含有量（単位：質量％）である。ただし、Ｃ以外の元素Ｍの含有量としては、鋼板全体の成分組成（具体的には、例えば、上述した本成分組成）における各元素の含有量を用いる。
 〈鋼中拡散性水素量の測定〉
　得られた鋼板から、長さ３０ｍｍ、幅５ｍｍの試験片を採取した。採取した試験片について、昇温脱離分析法により、鋼中拡散性水素量を測定した。昇温速度は、２００℃／ｈｒとした。室温（２５℃）から２１０℃未満の温度域で検出された水素量の累積値を、鋼中拡散性水素量（単位：質量ｐｐｍ）とした。
　めっき層が形成された鋼板については、ルータ（精密グラインダ）を使用して、めっき層を除去した後、同様に測定した。
　結果を下記表３に記載した。鋼中拡散性水素量は０．５０質量ｐｐｍ以下が好ましい。
 〈評価〉
　得られた鋼板を、以下の方法により評価した。結果を下記表３に示す。
　《引張試験》
　得られた鋼板から、圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を５回実施して、５回の平均値から、降伏強さ（ＹＳ）および伸び（Ｅｌ）を求めた。
　ＹＳが８００ＭＰａ以上であれば、高強度であると評価できる。
　Ｅｌが８．０％以上であれば、延性が良好であり、加工性に優れると評価できる。
　《衝突耐力評価試験》
　得られた鋼板を用いて、断面がハット形の部材（ハット部材）を作製し、３点曲げ試験を実施し、最大荷重（単位：ｋＮ）を求めた。
　まず、図２Ａに基づいて、ハット部材１を説明する。
　図２Ａは、ハット部材１を示す断面図である。図２Ａには、ハット部材１の寸法が示されている。ハット部材１は、スポット溶接（ナゲット径：４．５√ｔ、スポット間ピッチ：３５ｍｍ）によって、平板２に接合している。平板２は、めっき層の無い冷延鋼板であり、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ、板厚ｔはハット部材１と同じ（１．２ｍｍ）である。
　次に、図２Ｂに基づいて、３点曲げ試験を説明する。
　図２Ｂは、３点曲げ試験に供されたハット部材１を示す模式図である。図２Ｂにも、各種寸法が示されている。ハット部材１に接合された平板２が、剛体である支持部材３によって支持されている。この状態で、剛体であるインパクタ４を、ハット部材１に向けて上方から１ｍ／ｓの速度で移動させる。こうして、３点曲げ試験を実施する。
　鋼板ごとに、３点曲げ試験を３回実施して、各回で求めた最大荷重の平均値を、その鋼板の最大荷重とした。
　最大荷重が４０ｋＮ以上であった場合は「◎」、３０ｋＮ以上４０ｋＮ未満であった場合は「○」、３０ｋＮ未満であった場合は「×」を下記表３に記載した。
　「◎」または「○」であれば、衝突耐力に優れると評価できる。
　《亀裂停留性評価試験》
　得られた鋼板に対して、９０度Ｖブロックを用いて、以下の試験条件で曲げ加工を施して、試験片を得た。得られた試験片における曲げ頂点の稜線部を、デジタルマイクロスコープ（ＲＨ?２０００、ハイロックス社製）を用いて、４０倍の倍率で観察し、亀裂の長さを測定した。複数の亀裂がある場合、亀裂の長さの総和を求めた。
　亀裂の長さの総和が６０００μｍ以下であった場合は「◎」、亀裂の長さの総和が６０００μｍ超１２０００μｍ未満であった場合は「○」、亀裂の長さの総和が１２０００μｍ以上であった場合は「×」を下記表３に記載した。
　「◎」または「○」であれば、亀裂停留性に優れると評価できる。
　（試験条件）
　試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
　ロール径：φ３０ｍｍ
　ポンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
　ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
　ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
　試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
　曲げ方向：圧延直角方法
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000006
 〈評価結果まとめ〉
　上記表１～表３に示すように、Ｎｏ．１～３、５～６、１０、１５～１７、２２、３０および３３～４２の鋼板は、いずれも、８００ＭＰａ以上の降伏強さを有し、かつ、加工性、衝突耐力および亀裂停留性に優れていた。
　これに対して、Ｎｏ．４、７～９、１１～１４、１８～２１、２３～２９および３１～３２の鋼板は、降伏強さ、加工性、衝突耐力および亀裂停留性の少なくともいずれかが不十分であった。
 

Claims (10)

  1. 　鋼板を備え、
    　前記鋼板の鋼中拡散性水素量が、０．５０質量ｐｐｍ以下であり、
    　前記鋼板が、成分組成およびミクロ組織を有し、
    　前記成分組成は、質量％で、
    　Ｃ：０．１５０～０．５００％、
    　Ｓｉ：０．０１～３．００％、
    　Ｍｎ：１．５０～４．００％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　Ａｌ：０．１００％以下、
    　Ｎ：０．０１００％以下、および、
    　Ｏ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    　前記ミクロ組織は、
    　焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が、５５～９５％であり、
    　ナノ硬さが７ＧＰａ以上の組織Ａと、ナノ硬さが６ＧＰａ以下の組織Ｂとの存在比Ａ／Ｂが、０．８～２．５であり、
    　残留オーステナイト中の固溶炭素濃度が、０．５０～０．９０質量％である、高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成が、更に、質量％で、
    　Ｂ：０．０１００％以下、
    　Ｔｉ：０．２００％以下、
    　Ｎｂ：０．２００％以下、
    　Ｖ：０．２００％以下、
    　Ｗ：０．１００％以下、
    　Ｍｏ：１．０００％以下、
    　Ｃｒ：１．０００％以下、
    　Ｓｂ：０．２００％以下、
    　Ｓｎ：０．２００％以下、
    　Ｚｒ：０．１０００％以下、
    　Ｔｅ：０．１００％以下、
    　Ｃｕ：１．０００％以下、
    　Ｎｉ：１．０００％以下、
    　Ｃａ：０．０１００％以下、
    　Ｍｇ：０．０１００％以下、
    　ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    　Ｃｏ：０．０１０％以下、
    　Ｔａ：０．１０％以下、
    　Ｈｆ：０．１０％以下、および、
    　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に記載の高強度鋼板。
  3. 　鋼板の表面に、更に、めっき層を備える、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層である、請求項３に記載の高強度鋼板。
  5. 　請求項１に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
    　請求項１に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延鋼板を得て、
    　前記熱延鋼板に冷間圧延を施して、冷延鋼板を得て、
    　前記冷延鋼板を、７５０～９５０℃の加熱温度Ｔ１で１０～５００ｓ加熱し、１２０℃以上２８０℃未満の冷却停止温度Ｔ２まで冷却し、再加熱温度Ｔ３まで再加熱し、前記再加熱温度Ｔ３で保持することなく再冷却し、前記再加熱温度Ｔ３未満の温度Ｔ４で１ｓ以上保持し、
    　下記式（１）で表される、前記冷却停止温度Ｔ２から前記再加熱温度Ｔ３までの入熱影響指数Ｊが、１５００～４０００であり、
    　前記温度Ｔ４で保持された前記冷延鋼板を、表面粗さが１．５～５．０μｍであるロールを用いて、調質圧延する、高強度鋼板の製造方法。
    　Ｊ＝（Ｔ３－Ｔ２）（ｌｏｇ（９ｔ）＋２０）…（１）
    　前記式（１）中、ｔは、前記冷却停止温度Ｔ２から前記再加熱温度Ｔ３℃までの加熱時間であり、単位はｓである。
  6. 　請求項２に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
    　請求項２に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延鋼板を得て、
    　前記熱延鋼板に冷間圧延を施して、冷延鋼板を得て、
    　前記冷延鋼板を、７５０～９５０℃の加熱温度Ｔ１で１０～５００ｓ加熱し、１２０℃以上２８０℃未満の冷却停止温度Ｔ２まで冷却し、再加熱温度Ｔ３まで再加熱し、前記再加熱温度Ｔ３で保持することなく再冷却し、前記再加熱温度Ｔ３未満の温度Ｔ４で１ｓ以上保持し、
    　下記式（１）で表される、前記冷却停止温度Ｔ２から前記再加熱温度Ｔ３までの入熱影響指数Ｊが、１５００～４０００であり、
    　前記温度Ｔ４で保持された前記冷延鋼板を、表面粗さが１．５～５．０μｍであるロールを用いて、調質圧延する、高強度鋼板の製造方法。
    　Ｊ＝（Ｔ３－Ｔ２）（ｌｏｇ（９ｔ）＋２０）…（１）
    　前記式（１）中、ｔは、前記冷却停止温度Ｔ２から前記再加熱温度Ｔ３℃までの加熱時間であり、単位はｓである。
  7. 　前記冷延鋼板に、めっき処理を施す、請求項５または６に記載の高強度鋼板の製造方法。
  8. 　前記めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理または電気亜鉛めっき処理である、請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
  9. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の高強度鋼板を用いてなる部材。
  10. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の高強度鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方の加工を施して、部材を得る、部材の製造方法。
     
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