WO2024048133A1 - 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

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 Download PDF

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WO2024048133A1
WO2024048133A1 PCT/JP2023/027165 JP2023027165W WO2024048133A1 WO 2024048133 A1 WO2024048133 A1 WO 2024048133A1 JP 2023027165 W JP2023027165 W JP 2023027165W WO 2024048133 A1 WO2024048133 A1 WO 2024048133A1
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WO
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less
steel plate
hot
strength
mass
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PCT/JP2023/027165
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English (en)
French (fr)
Inventor
霊玲 楊
勇樹 田路
裕二 田中
靖浩 永岡
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Publication date
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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.
  • High-strength steel sheets having a yield strength of 800 MPa or more usually have improved workability due to the TRIP (Transformation Induced Plasticity) effect of retained austenite. That is, during processing, retained austenite transforms into martensite due to the TRIP effect, increasing strength and improving ductility by increasing strain dispersion ability.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • fracture resistance when forming such steel sheets into automobile parts, residual austenite may transform into hard martensite, which may reduce the fracture resistance in the event of a collision (hereinafter also simply referred to as "fracture resistance"). be.
  • crash strength steel plates used as automobile parts are also required to have excellent crash strength (hereinafter referred to as "crash strength").
  • 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 crash strength and fracture resistance.
  • 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 area ratio of the structure S1 is 55 to 95%, the average grain size of retained austenite is 5.0 ⁇ m or less, and the carbon concentration is more than 0.1% by mass and 0.3 % by mass or less, 50.0% or more, and the area ratio of the structure S2 having a carbon concentration of 0.5% by mass or more is 10.0% or less.
  • 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.
  • P T3(log(5t)+12)...(1)
  • t is the cooling time from the above reheating temperature T3 to (T3-30)°C, and the unit is s.
  • 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.
  • a method for producing a high-strength steel plate having a heat effect index P of 4000 to 6200 up to °C. P T3(log(5t)+12)...(1)
  • t is the cooling time from the above reheating temperature T3 to (T3-30)°C, and the unit is s.
  • 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 has excellent collision strength and fracture resistance. 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 working 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 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, a hard structure with a high carbon concentration (structure S 2 ) increases, which becomes a starting point for cracking during a collision, and the fracture resistance deteriorates. Therefore, the amount of C is 0.500% or less, preferably 0.460% or less, and more preferably 0.400% or less.
  • Si 0.01-3.00%
  • Si suppresses the formation of carbides during heat treatment and increases yield strength.
  • the Si amount is 0.01% or more, preferably 0.50% 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, when the amount of Mn is too large, hard tempered martensite and bainite increase excessively, resulting in deterioration of fracture resistance at the time of collision. 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 acts as a deoxidizing agent. If the amount of Al is too large, oxides and nitrides aggregate and coarsen, which becomes a starting point for cracks upon collision, and the fracture resistance upon collision deteriorates. 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. If the amount of N is too large, the amount of TiN formed will increase, which will become a starting point for cracks at the time of collision, and the fracture resistance at the time of collision will deteriorate. 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 (O: 0.0100% or less) O forms an oxide, and the formed oxide becomes a starting point for cracks upon collision, resulting in deterioration of fracture resistance upon collision. 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. However, if the amount of Ti is too large, it combines with N to form coarse nitrides, thereby deteriorating the fracture resistance upon collision. Therefore, the Ti amount 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%, 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 the fracture resistance upon collision.
  • 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, if the amount of Ni is excessively large, hard martensite increases, which deteriorates the fracture resistance upon collision. 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 are preferably added because they spheroidize the shape of precipitates such as sulfides and oxides, thereby increasing the fracture resistance upon collision.
  • 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%.
  • 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 average particle size of retained austenite is 5.0 ⁇ m or less, preferably 4.0 ⁇ m or less, more preferably 3.0 ⁇ m or less, even more preferably 2.0 ⁇ m or less, and particularly preferably 1.0 ⁇ m or less.
  • a structure with a low carbon concentration has high toughness and high fracture resistance. Furthermore, the structure with a low carbon concentration includes at least a portion of retained austenite. Retained austenite with a low carbon concentration is susceptible to martensitic transformation. When stress is repeatedly applied to a steel plate, retained austenite with a low carbon concentration undergoes martensitic transformation, which greatly disperses strain during collisions and suppresses the occurrence of cracks during collisions. That is, fracture resistance is improved. Therefore, the area ratio of the structure S1 in which the carbon concentration is more than 0.1% by mass and not more than 0.3% by mass is 50.0% or more, preferably 55.0% or more, and 60.0% or more. More preferred. On the other hand, the upper limit of the area ratio of the tissue S1 is not particularly limited, and is, for example, 90.0%, preferably 95.0%.
  • the area ratio of the structure S2 having a carbon concentration of 0.5% by mass or more is 10.0% or less, preferably 8.0% or less, and more preferably 7.0% or less.
  • 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 10% or less, more preferably 8% 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 fracture resistance 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 cooled from the reheating temperature T3 to at least (T3-30)°C.
  • the heat-treated cold-rolled steel sheet corresponds to the steel sheet included in the above-mentioned present high-strength steel sheet.
  • 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 increase, and the structure with a high carbon concentration (structure S 2 ) will increase, so the fracture resistance will deteriorate. 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.
  • reheating temperature T3 280-400°C ⁇
  • the cold rolled steel sheet that has been cooled to the cooling stop temperature T2 is reheated to a reheating temperature T3, and is recooled without being held at the reheating temperature T3.
  • the reheating temperature T3 is 280°C or higher, preferably 290°C or higher, and more preferably 300°C or higher.
  • the reheating temperature T3 is 400°C or lower, preferably 380°C or lower, and more preferably 350°C or lower.
  • ⁇ Heat effect index P 4000-6200 ⁇
  • the cold rolled steel sheet that has been reheated to the reheating temperature T3 is recooled without being held at the reheating temperature T3.
  • the cold rolled steel sheet is cooled from the reheating temperature T3 to at least (T3-30)°C.
  • the heat influence index P for the cold rolled steel sheet from the reheating temperature T3 to (T3-30)°C is expressed by the following formula (1).
  • P T3(log(5t)+12)...(1)
  • t is the cooling time (unit: s) from the reheating temperature T3 to (T3-30)°C.
  • the carbon concentration of each structure constituting the microstructure can be controlled by the heat influence index P. That is, in the temperature range from reheating temperature T3 to (T3-30)° C., solid solution carbon in martensite, which is the parent phase, is diffused into untransformed austenite. If the heat effect index P is too low, the solid solution carbon in martensite will not be sufficiently diffused into untransformed austenite, the structure with a high carbon concentration (structure S 2 ) will increase, and the structure with a low carbon concentration (structure S 1 ) will increase. decreases. Therefore, the heat influence index P is 4000 or more, preferably 4200 or more, and more preferably 4400 or more.
  • the heat influence index P is 6000 or less, preferably 5800 or less, and more preferably 5500 or less.
  • a plating layer may be formed on the surface of the re-cooled cold-rolled steel sheet by subjecting it to 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.
  • an apparatus configured to be able to perform the above-described heat treatment and hot-dip galvanizing process in succession may be used.
  • hot-dip galvanizing for example, 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.
  • the zinc bath 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 apparatus configured to be able to perform the above-described heat treatment and electrogalvanizing process in succession may be used.
  • 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 hot-dip galvanized steel sheet (GI), alloyed hot-dip 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 multiple 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.
  • the present high-strength steel plate has a yield strength of 800 MPa or more and is excellent in collision strength and fracture resistance. For this reason, this component has excellent crash strength and fracture resistance, and can contribute to reducing the weight of the vehicle body, so it is suitable for use as a general material among automotive parts, especially for automotive frame structural parts or automotive reinforcing parts. suitable.
  • 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.
  • the plating process is applied to both sides of the cold-rolled steel sheet (CR) after heat treatment, resulting in galvanized steel sheet (GI), alloyed galvanized steel sheet (GA), or electrogalvanized steel sheet (EG).
  • GI galvanized steel sheet
  • GA alloyed galvanized 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.
  • ⁇ Average grain size in retained austenite The obtained steel plate was ground and then buffed using a colloidal silica solution so that the cross section parallel to the rolling direction (L cross section) served as the observation surface. Thereafter, 10 areas of 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m on the observation surface were measured by the EBSD method (electron beam acceleration voltage: 15 kV, step interval: 0.04 ⁇ m) to obtain data for obtaining a tissue image. The obtained data were processed using OIM Analysis software manufactured by TSL, and tissue images were obtained. Regarding the obtained structure image, the area of each retained austenite crystal grain was determined using Image-Pro from Media Cybernetics, and the equivalent circle diameter was calculated. The average value thereof was defined as the average particle size (unit: ⁇ m) of retained austenite.
  • ⁇ Area ratio of tissue S1 and tissue S2 >> The obtained steel plate was polished using diamond paste so that the cross section parallel to the rolling direction (L cross section) served as the observation surface.
  • the observation surface was polished to a mirror surface by alumina polishing, and then cleaned using a plasma cleaner to eliminate hydrocarbon contamination (carbon contamination, hereinafter referred to as "contamination") on the observation surface.
  • the cleaned observation surface was measured using an electron beam microanalyzer (FE-EPMA: Field Emission Electron Probe Micro Analyzer) equipped with a field emission electron gun to obtain an elemental mapping image. data was obtained.
  • the measurement conditions were an accelerating voltage of 7 kV, a current of 7 kV, and a current of It was set to 50 nA.
  • the steel plate that was the sample was heated and held at 100° C., and the measurement was performed under the condition that no contamination occurs.
  • the data after measurement was converted into carbon concentration using a calibration method, and an elemental mapping image of carbon was obtained.
  • Measurements using FE-EPMA were performed 30 times for each steel plate, and an elemental mapping image was obtained each time.
  • the ratio (area ratio) of the area where the carbon concentration is more than 0.1% by mass and 0.3% by mass or less with respect to the total area of the obtained elemental mapping image is calculated, and the average value of 30 times is calculated as area ratio (unit: %).
  • the ratio (area ratio) of the area where the carbon concentration is 0.5% by mass or more is determined with respect to the total area of the obtained elemental mapping image, and the average value of 30 times is calculated as the area ratio of tissue S2 . (Unit: %).
  • 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) was determined from the average value of the five tests. If YS is 800 MPa or more, it can be evaluated as having high strength.
  • 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.
  • breaking stroke (average value of 5 tensile tests) was 0.85 mm or more, " ⁇ ", if it was 0.70 mm or more and less than 0.85 mm, " ⁇ ", less than 0.70 mm. In this case, “ ⁇ ” is written in Table 3 below. If the score is " ⁇ ” or " ⁇ ”, it can be evaluated as having excellent breakage resistance.

Abstract

８００ＭＰａ以上の降伏強さを有し、かつ、衝突耐力および耐破断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、残留オーステナイトの平均粒径が５．０μｍ以下であり、炭素濃度が０．１質量％超０．３質量％以下である組織Ｓ１の面積率が５０．０％以上であり、炭素濃度が０．５質量％以上である組織Ｓ２の面積率が１０．０％以下である。

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は、通常、残留オーステナイトのＴＲＩＰ（Transformation Induced plasticity）効果により加工性を向上させる。
　すなわち、残留オーステナイトは、加工時に、ＴＲＩＰ効果によりマルテンサイトに変態し、強度を高めるとともに、歪分散能を高めることにより延性を向上させる。
　しかし、このような鋼板を自動車部品に成形加工する際に、残留オーステナイトが硬いマルテンサイトに変態し、これが衝突時の耐破断性（以下、単に「耐破断性」ともいう）を低下させる場合がある。
　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、衝突耐力および耐破断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、残留オーステナイトの平均粒径が、５．０μｍ以下であり、炭素濃度が０．１質量％超０．３質量％以下である組織Ｓ１の面積率が、５０．０％以上であり、炭素濃度が０．５質量％以上である組織Ｓ２の面積率が、１０．０％以下である、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］上記鋼板の表面に、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、２８０～４００℃の再加熱温度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、下記式（１）で表される、上記再加熱温度Ｔ３から（Ｔ３－３０）℃までの熱影響指数Ｐが、４０００～６２００である、高強度鋼板の製造方法。
　Ｐ＝Ｔ３（ｌｏｇ（５ｔ）＋１２）…（１）
　上記式（１）中、ｔは、上記再加熱温度Ｔ３から（Ｔ３－３０）℃までの冷却時間であり、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、２８０～４００℃の再加熱温度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、下記式（１）で表される、上記再加熱温度Ｔ３から（Ｔ３－３０）℃までの熱影響指数Ｐが、４０００～６２００である、高強度鋼板の製造方法。
　Ｐ＝Ｔ３（ｌｏｇ（５ｔ）＋１２）…（１）
　上記式（１）中、ｔは、上記再加熱温度Ｔ３から（Ｔ３－３０）℃までの冷却時間であり、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、衝突耐力および耐破断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、衝突耐力および耐破断性に優れる。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、高炭素濃度の硬い組織（組織Ｓ２）が増え、これが衝突時に割れの起点となり、耐破断性が劣化する。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、降伏強さを上昇させる。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、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炭素濃度が過度に増加し、高炭素濃度の硬い組織（組織Ｓ２）が増え、これが衝突時に割れの起点となり、耐破断性が劣化する。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、硬い焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトが過度に増加するため、衝突時の耐破断性が劣化する。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ため、衝突時の耐破断性が劣化する。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、ＭｎＳは、衝突時に割れの起点となり、衝突時の耐破断性が劣化する。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、脱酸剤として作用する。Ａｌ量が多すぎると、酸化物や窒化物が凝集粗大化することにより、衝突時に割れの起点となり、衝突時の耐破断性が劣化する。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を形成する。Ｎ量が多すぎると、形成されるＴｉＮ量が多くなることに起因して、衝突時に割れの起点となり、衝突時の耐破断性が劣化する。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、形成された酸化物は衝突時に割れの起点となり、衝突時の耐破断性が劣化する。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、衝突時に割れの起点となり、衝突時の耐破断性が劣化する。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と結合して粗大な窒化物を形成することにより、衝突時の耐破断性が劣化する。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、衝突時に割れの起点となり、衝突時の耐破断性が劣化する。
　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、衝突時の耐破断性が劣化する。
　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、衝突時の耐破断性が劣化する。
　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、衝突時の耐破断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、衝突時の耐破断性が劣化する。
　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衝突時の耐破断性が劣化する。
　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衝突時の耐破断性が劣化する。
　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、衝突時の耐破断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、粗大化の硫化物が衝突時に割れの起点となり、衝突時の耐破断性が劣化する。
　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、衝突時の耐破断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、粗大化の析出物が衝突時に割れの起点となり、衝突時の耐破断性が劣化する。
　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、高炭素濃度の硬い組織（組織Ｓ２）が増え、これが衝突時に割れの起点となり、耐破断性が劣化する。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。
　（残留オーステナイトの平均粒径：５．０μｍ以下）
　鋼板に応力が繰り返し負荷された場合、加工硬化によって、残留オーステナイトは、硬いマルテンサイトに変態する。残留オーステナイトが大きすぎると、衝突時に、残留オーステナイトから変態したマルテンサイトが割れの起点となり、耐破断性が劣化する。
　このため、残留オーステナイトの平均粒径は、５．０μｍ以下であり、４．０μｍ以下が好ましく、３．０μｍ以下がより好ましく、２．０μｍ以下が更に好ましく、１．０μｍ以下が特に好ましい。
　（組織Ｓ１の面積率：５０．０％以上）
　低炭素濃度の組織は、靭性が高く、耐破断性が高い。また、低炭素濃度の組織には、残留オーステナイトの少なくとも一部が含まれる。低炭素濃度の残留オーステナイトは、マルテンサイト変態しやすい。鋼板に応力が繰り返し負荷された場合、低炭素濃度の残留オーステナイトがマルテンサイト変態することにより、衝突時のひずみが大きく分散し、衝突時に亀裂の発生を抑制できる。すなわち、耐破断性が向上する。
　このため、炭素濃度が０．１質量％超０．３質量％以下である組織Ｓ１の面積率は、５０．０％以上であり、５５．０％以上が好ましく、６０．０％以上がより好ましい。
　一方、組織Ｓ１の面積率の上限は、特に限定されず、例えば、９０．０％であり、９５．０％が好ましい。
　（組織Ｓ２の面積率：１０．０％以下）
　高炭素濃度の組織は、硬いため、衝突時に割れの起点となり、耐破断性が劣化する。
　このため、炭素濃度が０．５質量％以上である組織Ｓ２の面積率は、１０．０％以下であり、８．０％以下が好ましく、７．０％以下がより好ましい。
　（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、１０％以下が好ましく、８％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、耐破断性が劣化する。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から、少なくとも（Ｔ３－３０）℃まで冷却する。
　なお、熱処理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ため、良好な衝突耐力および降伏強さを確保することが困難となる。
　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が高すぎると、残留オーステナイトの平均粒径が粗大となりやすいため、耐破断性が低下する。また、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、加熱時間ｔ１が長すぎると、残留オーステナイトの平均粒径が粗大となりやすいため、耐破断性が低下する。
　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、高炭素濃度の組織（組織Ｓ２）が増えるため、耐破断性が劣化する。
　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ため、良好な衝突耐力および降伏強さを安定して確保できない。
　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Ｔ３：２８０～４００℃》
　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。
　このとき、再加熱温度Ｔ３が低すぎると、低炭素濃度の組織（組織Ｓ１）が減り、耐破断性が劣化する。
　このため、再加熱温度Ｔ３は、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が高すぎると、焼戻しマルテンサイト中に鉄炭化物が多量に析出して、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し、降伏強さが低下するとともに、衝突耐力が低下する。
　このため、再加熱温度Ｔ３は、４００℃以下であり、３８０℃以下が好ましく、３５０℃以下がより好ましい。
　《熱影響指数Ｐ：４０００～６２００》
　上述したように、再加熱温度Ｔ３まで再加熱した冷延鋼板を、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から、少なくとも（Ｔ３－３０）℃まで冷却する。このとき、冷延鋼板に対する、再加熱温度Ｔ３から（Ｔ３－３０）℃までの熱影響指数Ｐは、下記式（１）で表される。
　Ｐ＝Ｔ３（ｌｏｇ（５ｔ）＋１２）…（１）
　上記式（１）中、ｔは、再加熱温度Ｔ３から（Ｔ３－３０）℃までの冷却時間（単位：ｓ）である。
　ミクロ組織を構成する各組織の炭素濃度は、熱影響指数Ｐによって制御できる。
　すなわち、再加熱温度Ｔ３から（Ｔ３－３０）℃の温度域において、母相であるマルテンサイト中の固溶炭素を、未変態オーステナイトに拡散させる。
　熱影響指数Ｐが低すぎると、マルテンサイト中の固溶炭素が未変態オーステナイトに十分に拡散されず、高炭素濃度の組織（組織Ｓ２）が増え、低炭素濃度の組織（組織Ｓ１）が減る。このため、熱影響指数Ｐは、４０００以上であり、４２００以上が好ましく、４４００以上がより好ましい。
　一方、熱影響指数Ｐが高すぎると、未変態オーステナイト中の固溶炭素が多すぎるため、最終的なミクロ組織において、高炭素濃度の組織（組織Ｓ２）増える。
　このため、熱影響指数Ｐは、６０００以下であり、５８００以下が好ましく、５５００以下がより好ましい。
 〈めっき処理〉
　本製造方法においては、再冷却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に際しては、上述した熱処理と溶融亜鉛めっき処理とを連続して実施できるように構成された装置を用いてもよい。
　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実施するに際しては、上述した熱処理と電気亜鉛めっき処理とを連続して実施できるように構成された装置を用いてもよい。
　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、衝突耐力および耐破断性に優れる。このため、本部材は、衝突耐力および耐破断性に優れ、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。
　一部の例では、熱処理後の冷延鋼板（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。
　《残留オーステナイト中の平均粒径》
　得られた鋼板について、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）が観察面となるように、研削後、コロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨した。その後、ＥＢＳＤ法（電子線の加速電圧：１５ｋＶ、ステップ間隔：０．０４μｍ）によって、観察面における５０μｍ×５０μｍの領域を１０箇所測定し、組織画像を得るためのデータを得た。得られたデータを、ＴＳＬ社製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアを用いて処理し、組織画像を得た。得られた組織画像について、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、各々の残留オーステナイト結晶粒の面積を求め、円相当直径を算出した。それらの平均値を、残留オーステナイトの平均粒径（単位：μｍ）とした。
　《組織Ｓ１および組織Ｓ２の面積率》
　得られた鋼板について、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）が観察面となるように、ダイヤモンドペーストを用いて研磨した。観察面を、アルミナ研磨によって鏡面に仕上げ、次いで、観察面の炭化水素の汚染（カーボンコンタミネーション、以下、「コンタミ」と称す）を排除するため、プラズマクリーナーを用いて清浄化した。
　清浄化した観察面について、電界放出型（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ）電子銃を搭載した電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いた測定を実施して、元素マッピング画像を得るためのデータを取得した。測定条件は、非特許文献（Ｔ．Ｙａｍａｓｈｉｔａ，Ｙ．Ｔａｎａｋａ，Ｍ．Ｎａｇｏｓｈｉ ａｎｄ Ｋ．Ｉｓｈｉｄａ：Ｓｃｉ．Ｒｅｐ．，６（２０１６），ＤＯＩ：１０．１０３８／ｓｒｅｐ２９８２５．）に従って、加速電圧７ｋＶ、電流５０ｎＡとした。このとき、試料である鋼板を加熱して１００℃に保持し、コンタミが付かない条件で測定した。測定後のデータを、検量法により炭素濃度に変換し、炭素の元素マッピング画像を得た。
　鋼板ごとに、ＦＥ－ＥＰＭＡを用いた測定を３０回実施して、各回で、元素マッピング画像を得た。
　得られた元素マッピング画像の全面積に対して、炭素濃度が０．１質量％超０．３質量％以下である領域の割合（面積率）を求め、３０回の平均値を、組織Ｓ１の面積率（単位：％）とした。
　同様に、得られた元素マッピング画像の全面積に対して、炭素濃度が０．５質量％以上である領域の割合（面積率）を求め、３０回の平均値を、組織Ｓ２の面積率（単位：％）とした。
 〈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）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。
　《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。
　《耐破断性評価試験》
　得られた鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とする試験片（平行部の長さ：４０ｍｍ、平行部の幅：２０ｍｍ）を切り出した。試験片における、平行部の長手方向の中央位置、かつ、平行部の幅方向の中央位置に、直径８ｍｍの機械加工穴を形成した。
　機械加工穴を形成した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、引張速度を一定（２ｍｍ／ｍｉｎ）にした引張試験を５回実施して、破断ストロークを求めた。
　破断ストローク（５回の引張試験の平均値）が０．８５ｍｍ以上であった場合は「◎」、０．７０ｍｍ以上０．８５ｍｍ未満であった場合は「○」、０．７０ｍｍ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、耐破断性に優れると評価できる。
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．１～１０、１５～１７、２２、２５、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、衝突耐力および耐破断性に優れていた。
　これに対して、Ｎｏ．１１～１４、１８～２１、２３～２４、２６～２９および３１～３２の鋼板は、降伏強さ、衝突耐力および耐破断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、
    　残留オーステナイトの平均粒径が、５．０μｍ以下であり、
    　炭素濃度が０．１質量％超０．３質量％以下である組織Ｓ１の面積率が、５０．０％以上であり、炭素濃度が０．５質量％以上である組織Ｓ２の面積率が、１０．０％以下である、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. 　前記鋼板の表面に、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、２８０～４００℃の再加熱温度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、
    　下記式（１）で表される、前記再加熱温度Ｔ３から（Ｔ３－３０）℃までの熱影響指数Ｐが、４０００～６２００である、高強度鋼板の製造方法。
    　Ｐ＝Ｔ３（ｌｏｇ（５ｔ）＋１２）…（１）
    　前記式（１）中、ｔは、前記再加熱温度Ｔ３から（Ｔ３－３０）℃までの冷却時間であり、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、２８０～４００℃の再加熱温度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、
    　下記式（１）で表される、前記再加熱温度Ｔ３から（Ｔ３－３０）℃までの熱影響指数Ｐが、４０００～６２００である、高強度鋼板の製造方法。
    　Ｐ＝Ｔ３（ｌｏｇ（５ｔ）＋１２）…（１）
    　前記式（１）中、ｔは、前記再加熱温度Ｔ３から（Ｔ３－３０）℃までの冷却時間であり、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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