WO2024090011A1 - 高強度鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

高強度鋼板、部材及びそれらの製造方法 Download PDF

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WO2024090011A1
WO2024090011A1 PCT/JP2023/031053 JP2023031053W WO2024090011A1 WO 2024090011 A1 WO2024090011 A1 WO 2024090011A1 JP 2023031053 W JP2023031053 W JP 2023031053W WO 2024090011 A1 WO2024090011 A1 WO 2024090011A1
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WO
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less
martensite
strength steel
temperature
cold
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/031053
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English (en)
French (fr)
Inventor
悠佑 和田
秀和 南
勇樹 田路
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Filing date
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
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • 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

  • This disclosure relates to high-strength steel plates, components, and methods for manufacturing the same.
  • Patent Document 1 describes a high-strength cold-rolled steel sheet with a tensile strength of 1,310 MPa or more.
  • Patent Document 2 describes a high-strength steel sheet for warm working that has excellent workability even at low heating temperatures of around 50 to 200°C.
  • the high-strength steel sheet of Patent Document 1 has excellent bendability and ductility at room temperature, but warm workability is not taken into consideration at all.
  • the high-strength steel sheet of Patent Document 2 has excellent warm workability (total elongation), but the breakdown of uniform elongation and local elongation in warm conditions is unclear.
  • Patent Document 2 does not take into consideration stretch flangeability or bendability at room temperature.
  • This disclosure has been made in light of these circumstances, and aims to provide high-strength steel plates, components, and methods for manufacturing the same that have a tensile strength of 980 MPa or more and excellent part strength, ductility, stretch flangeability, bendability, and warm workability.
  • the inventors conducted extensive research to achieve the above-mentioned objectives, and discovered that the above-mentioned object can be achieved by adopting the following configuration, leading to the completion of the present disclosure.
  • the gist of the present disclosure is as follows:
  • [2] A high-strength steel plate according to [1], in which the number of martensite blocks containing carbides with a major axis of 200 nm or more is 50% or less of the total number of martensite blocks containing carbides.
  • the component composition further includes, in mass%, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less,
  • [5] A member made using the high-strength steel plate described in any one of [1] to [4].
  • a steel slab having the composition according to [1] or [3] is subjected to rough rolling at an average strain rate of 1 ⁇ 10 ⁇ 4 /s or more and 1 ⁇ 10 ⁇ 1 /s or less with a total rolling reduction of 50% or more to obtain a rough rolled plate, and the rough rolled plate is subjected to finish rolling to obtain a hot rolled plate;
  • the hot-rolled sheet is subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled sheet.
  • the cold-rolled sheet is heated to a heating temperature of 800 ° C. or more, and cooled under conditions such that the residence time t1 in a temperature range T1 of Ms point or more and 700 ° C. or less is 1000 s or less, thereby performing annealing.
  • the cold-rolled sheet is subjected to partial tempering by cooling from the Ms point to 50° C. or less under conditions in which a partial tempering parameter S ( ⁇ m 2 ) satisfies the following formula 2.
  • a partial tempering parameter S ⁇ m 2
  • T (° C.) is the average temperature of the cold-rolled sheet from time t-1 to time t(s).
  • T min (° C.) is the lowest temperature among the temperatures T from time 0 to t (s).
  • Ms (° C.) indicates the Ms point of the high strength steel plate.
  • a method for manufacturing a component comprising subjecting the high-strength steel plate described in any one of [1] to [4] to at least one of forming and joining processes to produce a component.
  • FIG. 2 is a diagram showing an example of an electron diffraction pattern of martensite in which carbides are present.
  • This is a schematic diagram of the thermal history of the partial tempering process in which the steel is continuously cooled from the Ms point to 50° C., and a schematic diagram of f(t).
  • FIG. 1 is a schematic diagram of the thermal history and f(t) when reheating is performed in partial tempering.
  • high-strength steel plate has a component composition and steel structure described below.
  • “high-strength steel plate” will also be simply referred to as “steel plate.”
  • the high-strength steel plate according to this embodiment has a tensile strength of 980 MPa or more, and is excellent in part strength, ductility, stretch flangeability, bendability, and warm workability.
  • High strength means that the tensile strength (TS) determined by the tensile test described below is 980 MPa or more.
  • Excellent part strength means that the yield ratio (YR) determined by the tensile test described below is 60% or more.
  • Excellent ductility means that the total elongation (T-El) determined by the tensile test described below is 6.0% or more.
  • Excellent stretch flangeability means that the hole expansion ratio ( ⁇ ) determined by the hole expansion test described below is 30% or more.
  • Excellent bendability means that the limit bending radius (R/t) determined in a bending test of a sample having a ground end surface, as described below, is 5.0 or less.
  • Excellent warm workability means that in the uniform elongation (U-El RT ) and local elongation (L-El RT ) determined by a tensile test at room temperature, which will be described later, and the uniform elongation (U-El 200 ) and local elongation (L-El 200 ) determined by a tensile test at 200°C, U-El 200 /U-El RT is 1.10 or more and L-El 200 /L-El RT is 1.30 or more.
  • the warm working it is required to increase the uniform elongation of the steel sheet from the viewpoint of strain dispersion ability, and to increase the local elongation of the steel sheet from the room temperature to suppress breakage of the processed part.
  • the die and the steel sheet are heated to a predetermined temperature and processed, but the end surface part of the steel sheet is likely to cool, and it is assumed that the processing is substantially performed at room temperature. Therefore, in addition to excellent warm workability, the steel sheet is required to have good ductility, stretch flangeability, and bendability even at room temperature.
  • high-strength steel sheets used for reinforcement parts and frame structure parts of automobiles are required to have excellent part strength (large impact absorption energy at the time of collision).
  • C is one of the important basic components of a steel sheet, and particularly in the high-strength steel sheet according to this embodiment, it affects the area ratio of martensite and the lattice constant of martensite. If the C content is too low, the area ratio of martensite decreases, making it difficult to achieve a TS of 980 MPa or more. In addition, the lattice constant aM of martensite decreases, and warm workability decreases. Furthermore, the area ratio of ferrite increases. For this reason, the C content of the steel sheet is set to 0.030% or more. The C content is preferably 0.050% or more, and more preferably 0.090% or more.
  • the C content is set to 0.500% or less.
  • the C content is preferably 0.400% or less, and more preferably 0.350% or less.
  • Silicon increases the strength of the steel sheet by suppressing the precipitation of cementite in martensite and by solid solution strengthening.
  • the silicon content is set to 0.01% or more.
  • the silicon content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the Si content is too high, the carbide precipitation during bainite transformation is significantly suppressed, the residual austenite increases excessively, and the hardness of martensite generated from the residual austenite during punching increases significantly. As a result, crack growth during hole expansion is promoted, the hole expansion ratio decreases, and the stretch flangeability decreases.
  • the Si content is set to 2.50% or less.
  • the Si content is preferably 2.00% or less, and more preferably 1.50% or less.
  • Mn is one of the important basic components of a steel sheet, and particularly in the high-strength steel sheet according to this embodiment, it affects the area ratio of martensite. If the Mn content is too low, the area ratio of martensite decreases, making it difficult to achieve a TS of 980 MPa or more. Also, the area ratio of martensite decreases, making it difficult to obtain high warm workability. For this reason, the Mn content is set to 0.10% or more. The Mn content is preferably 0.90% or more, and more preferably 1.80% or more. On the other hand, if the Mn content is too high, austenite is stabilized and the amount of retained austenite increases excessively.
  • the Mn content is set to 5.00% or less.
  • the Mn content is preferably 4.20% or less, and more preferably 3.60% or less.
  • ⁇ P 0.100% or less ⁇ P segregates at prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries, reducing the ultimate deformability of the steel sheet, which reduces ⁇ . It also reduces bendability. For this reason, the P content must be 0.100% or less. Although there is no particular lower limit for the P content, since P is a solid solution strengthening element and can increase the strength of the steel sheet, it is preferable that the P content be 0.001% or more. The P content is preferably 0.070% or less.
  • ⁇ S 0.0200% or less ⁇ S exists as sulfides and reduces the ultimate deformability of the steel sheet, resulting in a reduction in ⁇ . In addition, bendability also decreases. Therefore, the S content must be 0.0200% or less. Although there is no particular lower limit for the S content, due to constraints on production technology, the S content is preferably 0.0001% or more. The S content is preferably 0.0050% or less.
  • Al 1.000% or less>>
  • Al provides sufficient deoxidization and reduces inclusions in the steel.
  • the Al content is set to 1.000% or less.
  • the Al content is preferably 0.500% or less, and more preferably 0.100% or less.
  • the Al content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more, and even more preferably 0.020% or more.
  • N exists as a nitride and reduces the ultimate deformability of the steel sheet, so that ⁇ is reduced. In addition, bendability is also reduced. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. Although there is no particular lower limit for the N content, due to constraints on production technology, the N content is preferably set to 0.0001% or more. The N content is preferably set to 0.0050% or less.
  • O exists as an oxide and reduces the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing ⁇ . In addition, bendability also decreases. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less. Although there is no particular lower limit for the O content, due to constraints on production technology, the O content is preferably set to 0.0001% or more. The O content is preferably set to 0.0050% or less.
  • the high-strength steel plate according to this embodiment has a composition containing the above-mentioned components, with the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include Zn, Pb, As, Ge, Sr, and Cs. It is permissible for these impurities to be contained in a total amount of 0.100% or less.
  • the high-strength steel plate according to this embodiment further contains, by mass%, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Cu: 1.00% At least one element selected from the group consisting of Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% or less, and Bi: 0.200% or less may be contained alone or in combination.
  • Ti, Nb and V are each 0.200% or less, large amounts of coarse precipitates and inclusions are not generated, and the ultimate deformability of the steel sheet is not reduced, so ⁇ does not decrease. In addition, bendability does not decrease. Therefore, when Ti, Nb or V is contained in the steel sheet, the Ti, Nb and V contents are preferably 0.200% or less. Although there is no particular lower limit for the Ti, Nb and V contents, since fine carbides, nitrides or carbonitrides are formed during hot rolling or continuous annealing, thereby increasing the strength of the steel sheet, it is more preferable that the Ti, Nb and V contents are 0.001% or more. It is more preferable that the Ti, Nb and V contents are 0.100% or less.
  • Ta and W if each is 0.10% or less, do not form large amounts of coarse precipitates or inclusions, and do not reduce the ultimate deformability of the steel sheet, so that ⁇ does not decrease. In addition, bendability does not decrease. Therefore, it is preferable that the Ta and W contents are each 0.10% or less. There is no particular lower limit for the Ta and W contents, but since they increase the strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing, it is more preferable that the Ta and W contents are each 0.01% or more. It is more preferable that the Ta and W contents are each 0.08% or less.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the B content is 0.0003% or more. It is more preferable that the B content be 0.0080% or less.
  • the Cr, Mo and Ni contents are each 1.00% or less.
  • the Cr, Mo and Ni contents are each 0.01% or more. It is more preferable that the Cr, Mo and Ni contents are each 0.80% or less.
  • Co is 0.010% or less, the amount of coarse precipitates and inclusions will not increase, and the ultimate deformability of the steel sheet will not decrease, so ⁇ will not decrease. In addition, bendability will not decrease. Therefore, it is preferable that the Co content be 0.010% or less. There is no particular lower limit for the Co content, but since Co is an element that improves hardenability, it is more preferable that the Co content be 0.001% or more. It is more preferable that the Co content be 0.008% or less.
  • the Cu content be 1.00% or less.
  • the Cu content is 0.01% or more. It is more preferable that the Cu content be 0.80% or less.
  • the Sn content is 0.200% or less, cracks will not form inside the steel plate during casting or hot rolling, and the ultimate deformability of the steel plate will not decrease, so ⁇ will not decrease. In addition, bendability will not decrease. Therefore, it is preferable that the Sn content be 0.200% or less. There is no particular lower limit for the Sn content, but since Sn is an element that improves hardenability, it is more preferable that the Sn content be 0.001% or more. It is more preferable that the Sn content be 0.100% or less.
  • the Sb content be 0.200% or less.
  • Sb content is an element that controls the surface softening thickness and enables strength adjustment, it is more preferable that the Sb content be 0.001% or more. It is more preferable that the Sb content be 0.100% or less.
  • Ca, Mg and REM each being 0.0100% or less will not increase coarse precipitates or inclusions, and will not reduce the ultimate deformability of the steel sheet, so ⁇ will not decrease. In addition, bendability will not decrease. Therefore, it is preferable that the Ca, Mg and REM contents are each 0.0100% or less. There is no particular lower limit for the Ca, Mg and REM contents, but since these elements make the shape of nitrides and sulfides spheroidal and improve the ultimate deformability of the steel sheet, it is preferable that the Ca, Mg and REM contents are each 0.0005% or more. It is more preferable that the Ca, Mg and REM contents are each 0.0050% or less.
  • the Zr and Te contents are each 0.100% or less.
  • the Zr and Te contents are each 0.001% or more. It is more preferable that the Zr and Te contents are each 0.080% or less.
  • Hf is 0.10% or less, the amount of coarse precipitates and inclusions will not increase, and the ultimate deformability of the steel sheet will not decrease, so ⁇ will not decrease. In addition, bendability will not decrease. Therefore, it is preferable that the Hf content be 0.10% or less. There is no particular lower limit for the Hf content, but since Hf is an element that makes the shape of nitrides and sulfides spherical and improves the ultimate deformability of the steel sheet, it is preferable that the Hf content be 0.01% or more. It is more preferable that the Hf content be 0.08% or less.
  • the Bi content be 0.200% or less.
  • the Bi content is no particular lower limit for the Bi content, but since Bi is an element that reduces segregation, it is preferable that the Bi content be 0.001% or more. It is more preferable that the Bi content be 0.100% or less.
  • ⁇ Area ratio of martensite 60% or more>
  • TS 980 MPa or more and excellent warm workability.
  • the area ratio of martensite is set to 60% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably 70% or more, more preferably 90% or more.
  • the area ratio of martensite is not particularly limited to an upper limit, and even if it is 100%, the above-mentioned effects can be obtained.
  • Martensite is a transformation phase that forms below the Ms point, and does not matter whether it is tempered or not. Martensite also includes lower bainite that forms below the Ms point. As described later, the martensite observation position is set at a position corresponding to 1/4 of the sheet thickness of the steel sheet.
  • Ferrite area ratio 40% or less
  • the desired strength and stretch flangeability can be obtained.
  • the effect can be obtained even if the area ratio of ferrite is 0%. If the amount of ferrite is too much, a sufficient amount of martensite cannot be secured, and the desired TS cannot be obtained. In addition, the hardness difference between the structures becomes large, the generation and connection of voids are promoted, the hole expansion ratio decreases, and the stretch flangeability deteriorates. For this reason, the area ratio of ferrite is set to 40% or less.
  • the area ratio of ferrite is preferably 30% or less, more preferably 20% or less.
  • Ferrite is a soft BCC iron that is formed at temperatures higher than the Ms point, and includes allotriomorph ferrite, idiomorph ferrite, and upper bainite.
  • the observation position for ferrite is, as described below, set to a position corresponding to 1/4 of the sheet thickness of the steel sheet (a position corresponding to 1/4 of the sheet thickness in the depth direction from the surface of the steel sheet).
  • the method for measuring the area ratios of martensite and ferrite is as follows. First, a sample is cut out from a steel sheet so that a thickness cross section (L cross section at 1/4 of the sheet thickness) parallel to the rolling direction becomes an observation surface. The observation surface of the sample is mirror-polished with diamond paste, then finish-polished with colloidal silica, and further etched with 1 volume % nital to reveal the structure. Next, the observation surface of the sample is observed at a magnification of 3000 times using a scanning electron microscope (SEM) under the condition of an acceleration voltage of 10 kV, and SEM images of three fields of view are obtained. From the obtained SEM image, the area ratio of each structure is calculated using Adobe Photoshop (manufactured by Adobe Systems).
  • Adobe Photoshop manufactured by Adobe Systems
  • the value obtained by dividing the area of each structure by the measured area is regarded as the area ratio of each structure.
  • the area ratio of each structure is calculated for three fields of view, and the average value of these is regarded as the area ratio of each structure.
  • ferrite is a flat structure region that is gray and does not contain carbides, which shows white contrast
  • martensite is a structure with a hierarchical structure with fine internal irregularities. Therefore, martensite and ferrite can be distinguished from each other.
  • ⁇ Area ratio of retained austenite 20% or less>
  • the area ratio of the retained austenite is set to 20% or less.
  • the area ratio of the retained austenite is preferably 15% or less.
  • the area ratio of the retained austenite is not particularly limited to a lower limit, and even if it is 0%, the above-mentioned effects can be obtained.
  • the method for measuring the area ratio of retained austenite is as follows. First, the steel plate is ground so that the 1/4 position of the plate thickness becomes the measurement surface, and then further polished by 0.1 mm by chemical polishing to obtain a sample. For the measurement surface of the sample, an X-ray diffractometer is used to measure the integrated reflection intensity of the (200), (220) and (311) planes of fcc iron (austenite), and the (200), (211) and (220) planes of bcc iron, using a Co K ⁇ radiation source. The intensity ratio of the integrated reflection intensity of each plane of fcc iron to the integrated reflection intensity of each plane of bcc iron is obtained. The average value of the nine intensity ratios is taken as the volume fraction of retained austenite. The volume fraction of retained austenite is regarded as the area fraction of retained austenite.
  • the lattice constant of martensite is an extremely important structural factor in the present invention.
  • a M (nm) of martensite at room temperature satisfies Expression 1
  • a high-strength steel sheet excellent in ductility, bendability, and warm workability at room temperature can be obtained.
  • a R (nm) is the lattice constant of martensite at room temperature after the high-strength steel sheet is heat-treated at 500° C. for 30 minutes.
  • a steel sheet with excellent ductility and warm workability at room temperature can be obtained by setting the ratio aM/ aR between the lattice constant aM of martensite at room temperature and the lattice constant aR at room temperature after heat treatment of a high-strength steel sheet having the martensite at 500 ° C for 30 minutes to an appropriate value. It is presumed that by allowing an appropriate amount of solute C to exist in martensite containing a large amount of dislocations responsible for plastic deformation, both uniform elongation and local elongation during warm working can be improved by the interaction between the dislocations and solute C.
  • the lattice constant aM of martensite is influenced by Si and Mn, which are substitutional solute elements, in addition to C, which is an interstitial solute element.
  • the solute C concentration in martensite affects the ductility and warm workability at room temperature. Therefore, by controlling aM / aR to satisfy formula 1, a high-strength steel sheet excellent in ductility, bendability, and warm workability at room temperature can be obtained.
  • aM / aR When aM / aR is less than 1.00005, the concentration of solute C in martensite is low, and the interaction between dislocations in martensite and solute C during warm working is reduced, resulting in reduced warm workability.
  • aM / aR when aM / aR is more than 1.00500, the movement of dislocations at room temperature is significantly suppressed, resulting in reduced ductility and bendability at room temperature. Therefore, the lattice constant aM of martensite must satisfy 1.00005 ⁇ aM / aR ⁇ 1.00500.
  • aM / aR is 1.00010 or more.
  • aM / aR is 1.00200 or less.
  • the lattice constant of martensite is determined by an X-ray diffraction method.
  • the high-strength steel plate is ground so that the 1/4 position of the plate thickness becomes a measurement surface, and then further polished by 0.1 mm by chemical polishing to obtain a sample.
  • an X-ray diffractometer is used with a Cu K ⁇ source to calculate the peak positions by fitting the peaks of the (110), (200), (211), (220), (310), and (222) planes of bcc iron using a pseudo-Voigt approximation.
  • the lattice constant is calculated from Bragg's law, assuming that c/a is 1, and the average value is taken as the lattice constant aM of martensite.
  • the lattice constant aR of martensite is also determined in the same manner as for the high strength steel plate.
  • the ratio of the number of martensite blocks containing carbides with a major axis of 200 nm or more to the number of martensite blocks containing carbides is preferably 50% or less, more preferably 30% or less, and even more preferably 10% or less.
  • the lower limit of the ratio of the number of martensite blocks containing carbides with a major axis of 200 nm or more to the number of martensite blocks containing carbides is not particularly limited, and may be 0%.
  • the carbide contained in the martensite block is at least one type of carbide selected from the group consisting of cementite, epsilon carbide, eta carbide, and chi carbide.
  • the method for measuring the ratio of the number of martensite blocks containing carbides having a major axis of 200 nm or more to the number of martensite blocks containing carbides is as follows. First, the steel sheet is ground so that the observation surface is at 1/4 of the sheet thickness, and then electrolytically polished to prepare a sample. The observation surface of the prepared sample is observed using a transmission electron microscope (TEM) at an acceleration voltage of 200 kV. Since the dislocation density of martensite is significantly higher than that of ferrite and retained austenite, they are distinguished from each other by observing the contrast of strain in the bright field image of the TEM.
  • TEM transmission electron microscope
  • a martensite block is a hierarchical unit that constitutes martensite, and is a group of laths with the same crystal habit plane and the same crystal orientation. Therefore, in the bright field image of the TEM, the diffraction contrast is different for each block within the martensite, so that it can be distinguished from other hierarchical structures such as packets and laths.
  • an electron beam is incident from the [100] direction of the martensite block, an electron diffraction pattern of the parent phase martensite is obtained.
  • Adjacent martensite blocks have different crystal orientations through the block boundary, so that they are distinguished from each other because the contrast is different in the bright field image.
  • FIG. 1 is an example of an electron diffraction pattern of martensite in which carbides are present.
  • an electron diffraction pattern of the carbides is obtained in addition to the electron diffraction pattern of the parent martensite ( ⁇ ) as shown in FIG. 1.
  • black circles indicate electron diffraction spots of the parent martensite when the electron beam is incident from the [100] direction.
  • White circles indicate electron diffraction spots of the carbides.
  • the martensite block is considered to contain carbides.
  • a dark-field image is obtained using the electron diffraction spots obtained from the carbides. In the dark-field image, metastable carbides exhibit white contrast.
  • the long diameter is determined from the dark field image of the obtained carbides, and if the long diameter of the largest carbide present in the martensite block is 200 nm or more, it is considered to be a martensite block containing carbides with a long diameter of 200 nm or more. 50 martensite blocks are observed.
  • the number of martensite blocks containing carbides with a long diameter of 200 nm or more is divided by the number of martensite blocks containing carbides, and then multiplied by 100 to obtain the value ((number of martensite blocks containing carbides with a long diameter of 200 nm or more) / (number of martensite blocks containing carbides) x 100).
  • the value obtained is considered to be the ratio [%] of the number of martensite blocks containing carbides with a long diameter of 200 nm or more to the number of martensite blocks containing carbides.
  • the structure of the steel sheet may have a structure (remaining structure) other than the above-mentioned martensite, ferrite, and retained austenite.
  • the area ratio of the remaining structure is preferably 3% or less in terms of area ratio, because the effect of the present invention is not impaired.
  • Examples of the remaining structure include pearlite, alloy carbonitrides precipitated in ferrite, and other structures known as the structure of steel sheets. Note that iron-based carbides present in martensite are not included in the remaining structure.
  • the area ratio of the remaining structure is calculated using Adobe Photoshop (Adobe Systems, Inc.) from the SEM images taken when measuring the area ratios of martensite and ferrite. Specifically, the area ratio of the remaining structure is calculated by dividing the area of the remaining structure by the measured area. The area ratio of the remaining structure is calculated for three fields of view, and the average of these is used as the area ratio of the remaining structure.
  • pearlite has a lamellar structure consisting of cementite with white contrast and ferrite with gray contrast, while alloy carbonitride has an angular structure with dark contrast.
  • the thickness of the high-strength steel plate is not particularly limited, and can usually be 0.3 mm or more and 2.8 mm or less.
  • the high-strength steel sheet may have a plating layer on its surface.
  • the plating layer is formed by a plating process described later.
  • the plating layer is not particularly limited, and examples thereof include a hot-dip plating layer and an electroplating layer.
  • the plating layer may be an alloyed plating layer (alloyed plating layer).
  • the plating layer examples include a zinc plating layer (Zn plating layer) and an Al plating layer.
  • Zn plating layer zinc plating layer
  • Al plating layer aluminum plating layer
  • a zinc plating layer is preferred as the plating layer.
  • the zinc plating layer may contain elements such as Al and Mg.
  • the composition of the plating layer is not particularly limited, and may be a general composition.
  • the plating layer when the plating layer is a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer, the plating layer generally contains 20 mass% or less of Fe, 0.001 to 1.0 mass% of Al, and further contains 0 mass% or more and 3.5 mass% or less of at least one selected from the group consisting of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM, with the balance being Zn and unavoidable impurities.
  • the coating weight of the plating layer per one side is preferably 20 g/m 2 or more and 80 g/m 2 or less. Also preferred is an alloyed hot-dip galvanized layer obtained by alloying a hot-dip galvanized layer having such a coating weight.
  • the Fe content in the plating layer is preferably less than 7 mass%.
  • the Fe content in the plating layer is preferably 7 mass% or more.
  • the Fe content in the plating layer is preferably 20 mass% or less, and more preferably 15 mass% or less.
  • the member is made of the high-strength steel plate according to one embodiment of the present invention described above.
  • the member is, for example, a member obtained by forming or joining the high-strength steel plate according to one embodiment of the present invention described above into a desired shape.
  • the member according to one embodiment of the present invention is preferably a member for an automobile frame structural part or an automobile reinforcement part.
  • the high-strength steel plate according to one embodiment of the present invention described above is a high-strength steel plate having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent part strength, ductility, stretch flangeability, bendability, and warm workability. Therefore, the member according to one embodiment of the present invention can be suitably used in general as a member for an automobile frame structural part or an automobile reinforcement part.
  • a method for manufacturing a high strength steel plate Next, a method for manufacturing a high strength steel plate will be described.
  • a steel material having the above-mentioned composition is melted to produce a steel slab.
  • the method of melting molten steel to be the steel slab (steel material) is not particularly limited, and a known melting method using a converter, an electric furnace, or the like can be adopted.
  • the steel slab is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macrosegregation, but can also be produced by other methods such as an ingot casting method and a thin slab casting method.
  • the high-strength steel sheet according to this embodiment includes a cold-rolled steel sheet (cold-rolled sheet) that is produced by hot rolling, pickling, cold rolling, and annealing, and a high-strength steel sheet that is plated on a cold-rolled steel sheet.
  • the steel slab is hot rolled to produce a hot-rolled sheet.
  • the steel slab is cooled to room temperature, and then heated again and hot rolled (rough rolling and finish rolling).
  • the produced steel slab may be loaded into the heating furnace as a hot piece without being cooled to room temperature, or may be briefly heated and then immediately rough rolled.
  • a rough rolled sheet is obtained by rough rolling the steel slab under the following conditions.
  • the temperature at which the steel slab is heated (slab heating temperature) is preferably 1100°C or higher from the viewpoint of dissolving carbides and reducing the rolling load.
  • the slab heating temperature is preferably 1300°C or lower.
  • the slab heating temperature is based on the surface temperature of the steel slab.
  • the steel slab heated to the slab heating temperature is subjected to rough rolling under the following conditions.
  • ⁇ Average strain rate is 1 ⁇ 10 -4 /s or more and 1 ⁇ 10 -1 /s or less, and total rolling reduction is 50% or more ⁇ C, an interstitial solid solution element in steel, interacts with Si and Mn, which are substitutional solid solution elements. That is, solute atoms such as Si and Mn affect the solute C in martensite.
  • the lattice constant a M of martensite in the final structure can be optimized. The inventors believe that the reason for this is as follows.
  • solute atoms such as Si and Mn are thought to be properly distributed by diffusing solute atoms such as Si and Mn at high speed through dislocations and grain boundaries of recrystallized grains.
  • the inventors believe that the lattice constant a M of martensite in the final structure can be optimized by optimizing the lattice constant a M of martensite, as described above.
  • the average strain rate during rough rolling is defined as the rolling rate ⁇ (-) from the first mill to the final mill in rough rolling divided by the time t R (s) required from the start of rolling at the first mill to the completion of rolling at the final mill in rough rolling ( ⁇ /t R ).
  • the average strain rate during rough rolling is 1 ⁇ 10 ⁇ 4 /s or more and 1 ⁇ 10 ⁇ 1 /s or less.
  • the average strain rate during rough rolling is preferably 1 ⁇ 10 ⁇ 3 /s or more.
  • the average strain rate during rough rolling is preferably 1 ⁇ 10 ⁇ 2 /s or less.
  • the total reduction rate of rough rolling is set to 50% or more.
  • the total reduction rate of rough rolling is preferably 60% or more.
  • the total reduction rate of rough rolling is preferably 90% or less.
  • the rolling end temperature for rough rolling is not particularly limited, but it is preferable to set it to 950°C or higher in order to complete the recrystallization of austenite grains.
  • the rough rolled sheet is subjected to finish rolling to produce a hot rolled sheet.
  • the hot rolled sheet is then appropriately wound.
  • the slab heating temperature is set low, it is preferable to heat the rough rolled sheet using a bar heater or the like before finish rolling in order to prevent problems during hot rolling.
  • the temperature when performing finish rolling is preferably 700°C or higher. This reduces the rolling load. Furthermore, the reduction rate in the unrecrystallized state of austenite is reduced, and the development of abnormal structures elongated in the rolling direction is suppressed, resulting in excellent workability.
  • Finish rolling may be performed continuously by joining the rough rolled sheets together.
  • the rough rolled sheets may be wound up once before finishing rolling is performed.
  • Lubricated rolling is also preferred from the viewpoint of making the steel sheet shape and material uniform.
  • the friction coefficient during lubricated rolling is preferably 0.10 or more and 0.25 or less.
  • the coiling temperature after hot rolling is preferably 300°C or higher and 700°C or lower in order to improve the sheet passing properties during cold rolling and annealing, which will be described later.
  • the hot-rolled sheet obtained by hot rolling is appropriately pickled.
  • Pickling removes oxides from the surface of the hot-rolled sheet, resulting in excellent chemical conversion properties and plating layer quality in the final high-strength steel sheet product. Pickling may be performed once or in multiple steps.
  • the hot-rolled sheet is optionally subjected to a softening heat treatment and then cold-rolled. In this way, a cold-rolled sheet is obtained.
  • the cumulative reduction ratio of the cold rolling is preferably 20 to 75%.
  • the number of rolling passes and the reduction ratio of each pass are no particular limitations on the number of rolling passes and the reduction ratio of each pass.
  • the cold-rolled sheet thus obtained is then subjected to the annealing process described below.
  • the heating temperature is set to 800°C or higher.
  • the heating temperature is preferably 830°C or higher.
  • the heating temperature is preferably 1000°C or lower. The heating temperature is based on the surface of the steel sheet.
  • the time for which the cold-rolled sheet is heated to the heating temperature is not particularly limited, but if it is too short, the reverse transformation to austenite may not proceed sufficiently. Therefore, the heating time is preferably 30 seconds or more, and more preferably 60 seconds or more. There is no particular upper limit to the heating time, and for example, the heating time is preferably 6000 seconds or less, and more preferably 3000 seconds or less. Note that "s" means seconds.
  • ⁇ Cooling under conditions where residence time t1 in temperature range T1 of Ms point or more and 700° C. or less is 1000 s or less>> The cold-rolled sheet cooled after heating passes through a temperature range T1 from the Ms point to 700 ° C. If the time (residence time t1) that the cold-rolled sheet is held in the temperature range T1 is too long, excessive ferrite transformation occurs, the area ratio of ferrite increases, and the desired TS and good stretch flangeability cannot be obtained. For this reason, the holding time t1 is set to 1000 s or less.
  • the holding time t1 is preferably 800 s or less, more preferably 600 s or less.
  • the lower limit of the holding time t1 is not particularly limited, but from the viewpoint of reducing the burden of capital investment, the holding time t1 is preferably 1 s or more, more preferably 5 s or more, and even more preferably 10 s or more.
  • the temperature range T1 is based on the surface of the steel sheet.
  • Ms 499 - 317 [% C] - 11 [% Si] - 33 [Mn] - 17 [% Ni] - 28 [% Cr] - 11 [% Mo] ... (1)
  • [%M] indicates the content of M in the steel (mass%).
  • a partial tempering process is carried out in which the cold-rolled sheet is cooled from the Ms point to below 50°C.
  • tempering After passing through temperature region T1, the steel plate reaches the Ms point and martensitic transformation progresses. After martensitic transformation, a tempering phenomenon occurs in which solute C precipitates as carbides, and the amount of solute C decreases. Therefore, in the temperature region after the Ms point is reached for the first time, tempering of martensite always progresses and solute C decreases. Therefore, the inventors have found that it is necessary to take into account the martensite fraction already formed at that temperature, temperature, and time in the entire region from when the Ms point is first reached to 50°C, where tempering can be ignored. Therefore, the process of tempering, taking into account the martensite fraction already formed at that temperature, is defined as a partial tempering process.
  • the lattice constant ratio a M /a R can be set within a predetermined range by defining a partial tempering parameter S and appropriately controlling the value of S.
  • the parameter S is a value obtained by integrating the tempering amount of martensite already formed per unit time, which is a combination of the volume fraction f(t) of martensite at the temperature T (°C) at time t (s) and the diffusion coefficient D(T) of C, in the thermal history from the first time the Ms point is reached to 50°C at which C diffusion can be ignored.
  • T (°C) is the average temperature of the cold-rolled sheet at times t-1 to t (s).
  • T min (°C) is the lowest temperature among the temperatures T at times 0 to t (s).
  • Ms (°C) refers to the Ms point of the high-strength steel sheet.
  • S ( ⁇ m 2 ) is set to 0.01 or more.
  • S ( ⁇ m 2 ) is preferably 0.03 or more, and more preferably 0.10 or more. If S ( ⁇ m 2 ) is too large, the partial tempering treatment becomes excessive, the lattice constant ratio aM / aR decreases, and the warm workability decreases. Therefore, S ( ⁇ m 2 ) is set to 30 or less.
  • S ( ⁇ m 2 ) is preferably 15 or less, and more preferably 5 or less.
  • the temperature history in the partial tempering process is not particularly limited as long as the partial tempering parameter S is within the above range.
  • the partial tempering process may have the temperature history shown in Figure 2 or Figure 3.
  • Figure 2 shows a schematic diagram of the thermal history of the partial tempering process in which continuous cooling is performed from the Ms point to below 50°C, and a schematic diagram of f(t).
  • the temperature history below the Ms point is continuous cooling from the Ms point to below 50°C.
  • the cooling method is not particularly limited, but a known cooling method such as gas cooling can be used.
  • the cooling rate when performing continuous cooling is not particularly limited, but can be in the range of 1°C/s to 100°C/s, for example.
  • FIG. 3 shows a schematic diagram of the thermal history of the partial tempering step in which cooling is stopped at a temperature between the Ms point and room temperature, then heating is performed, and then cooling to 50°C or less in the partial tempering step.
  • the cold-rolled sheet is cooled to a cooling stop temperature between room temperature and the Ms point.
  • the cooling stop temperature is not particularly limited, but is preferably 250°C or less in order to sufficiently generate martensite, promote partial tempering, and improve warm workability.
  • the cooling stop temperature may be, for example, room temperature.
  • the cooling method is also not particularly limited, and gas cooling, water cooling, etc. may be used.
  • the cooling rate is not particularly limited, but may be, for example, in the range of 1°C/s to 100°C/s.
  • the cold-rolled sheet is then reheated to the reheating temperature.
  • the heating method used to reheat to the reheating temperature but for example, electromagnetic induction heating (Induction Heating: IH) can be used.
  • the reheating temperature is preferably 500°C or less, because this suppresses the recovery of dislocations in martensite and provides favorable strength.
  • the reheating temperature is preferably 130°C or more, because this promotes the diffusion of C, promotes partial tempering in a short period of time, and provides favorable ductility and bendability. After reheating, the temperature may be held at a constant level before cooling.
  • the cold-rolled sheet is then cooled to 50°C or less.
  • the cooling method there are no particular limitations on the cooling method, but known methods such as water cooling or gas cooling can be used.
  • the cooling rate can be in the range of 1°C/s to 100°C/s, for example.
  • the cold-rolled sheet that has reached 50°C or less is cooled to room temperature by any cooling method.
  • known methods such as gas cooling, air cooling, and water cooling can be used.
  • the cold-rolled sheet that has been partially tempered is then cooled to room temperature. This is how the high-strength steel sheet (cold-rolled steel sheet) described above is obtained.
  • the resulting high-strength steel sheet is a plated steel sheet having a plating layer.
  • the cold rolled sheet may be subjected to a plating treatment.
  • the plating treatment include hot-dip galvanizing treatment (treatment for forming a hot-dip galvanized layer), alloyed hot-dip galvanizing treatment (treatment for forming an alloyed hot-dip galvanized layer by performing an alloying treatment after hot-dip galvanizing treatment), etc.
  • An electroplating layer may be formed by an electroplating treatment.
  • hot-dip galvanizing When hot-dip galvanizing is performed, it is preferable to immerse the cold-rolled sheet in a galvanizing bath and then adjust the amount of coating of the plating layer by gas wiping or the like.
  • the temperature of the galvanizing bath There are no particular limitations on the temperature of the galvanizing bath, but it is preferable that it be 440°C or higher and 500°C or lower.
  • the Al content of the zinc plating bath is preferably 0.10 mass% or more and 0.23 mass% or less.
  • the zinc plating process is preferably carried out while the material is held in the temperature range T1 between the Ms point and 700°C during the annealing process described above.
  • the alloying temperature is preferably 470°C or higher to improve the Zn-Fe alloying rate and improve productivity.
  • the alloying temperature is preferably 600°C or lower, and more preferably 560°C or lower.
  • the standard alloying temperature is 530°C.
  • the plated steel sheet may be subjected to skin pass rolling.
  • the reduction ratio of the skin pass rolling is preferably 0.05% or more from the viewpoint of increasing the yield strength.
  • the upper limit of the reduction ratio is not particularly limited, but is preferably 1.50% or less from the viewpoint of productivity.
  • Skin pass rolling may be performed online or offline. A skin pass with the desired reduction ratio may be performed in one go, or may be performed in several steps.
  • the manufacturing conditions other than those mentioned above can be determined by conventional methods.
  • the high-strength steel plate described above can be subjected to at least one of forming and joining to manufacture a component.
  • the forming and joining can be performed by a conventional method.
  • the obtained steel slab was subjected to hot rolling to obtain a hot-rolled sheet.
  • the steel slab was heated to 1250°C and roughly rolled at the average strain rate and total reduction shown in Table 2, then finish-rolled at a finish rolling temperature of 900°C, coiled at 500°C, and then cooled to room temperature to obtain a hot-rolled sheet.
  • the obtained hot-rolled sheet was pickled, then softened by heat treatment at 500°C, and then cold-rolled at a rolling reduction of 50%. In this way, a cold-rolled sheet with a sheet thickness of 1.6 mm was obtained.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to annealing and partial tempering treatment under the conditions shown in Table 2 below to obtain the high-strength steel sheet (cold-rolled steel sheet) of the present invention.
  • the partial tempering treatment when continuous cooling was performed from below the Ms point to below 50°C, “continuous” was recorded in the "Thermal history during partial tempering” column in Table 2.
  • reheating when cooling was stopped when the temperature was below the Ms point to room temperature, then reheating was performed, and then cooling was performed to below 50°C, "reheating" was recorded in the "Thermal history during partial tempering” column in Table 2.
  • the heating time at the heating temperature of the cold-rolled sheet was 200 s.
  • hot-dip galvanizing was performed while the sheets were held in the temperature range T1 (Ms°C or more and 700°C or less) to form a coating layer (hot-dip galvanized layer) on both sides. That is, hot-dip galvanized steel sheets (GI) were obtained.
  • a hot-dip galvanizing bath bath temperature: 470°C
  • the deposition amount of the hot-dip galvanized layer per side was about 45 to 72 g/ m2 .
  • the composition of the formed hot-dip galvanized layer contained 0.1 to 1.0% by mass of Fe and 0.2 to 1.0% by mass of Al, with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • a galvannealed hot-dip galvanizing process was performed while the sheet was held in the temperature range T1 (Ms°C or more and 700°C or less) during annealing, to form a plated layer (galvannealed hot-dip layer) on both sides. That is, a galvannealed hot-dip galvanized steel sheet (GA) was obtained.
  • a galvannealed bath bath temperature: 470°C
  • the alloying process was performed at 550°C.
  • the deposition amount of the galvannealed layer per side was about 45 g/ m2 .
  • the composition of the formed galvannealed layer contained 7 to 15 mass% Fe and 0.1 to 1.0 mass% Al, with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • GI hot-dip galvanized layer
  • GA alloyed hot-dip galvanized layer
  • CR CR in the "Plating type” column in Table 2 below.
  • the hole expansion test was performed in accordance with JIS Z 2256:2020. Specifically, the obtained steel plate was sheared to obtain a test piece having a size of 100 mm x 100 mm. A hole having a diameter of 10 mm was punched in the obtained test piece with a clearance of 12.5%. Then, a conical punch having an apex angle of 60° was pressed into the hole using a die having an inner diameter of 75 mm while being held down with a blank holding force of 9 ton (88.26 kN), and the hole diameter D f [mm] at the crack initiation limit was measured.
  • the bending test was carried out in accordance with JIS Z 2248:2022. Specifically, a rectangular test piece having a width of 30 mm and a length of 100 mm was taken from the obtained steel plate so that the axial direction of the bending test was parallel to the rolling direction of the steel plate. The end face in the longitudinal direction of the test piece was the ground end face. Using the taken test piece, a 90° V bending test was carried out under the conditions of a pressing load of 100 kN and a pressing holding time of 5 seconds. A bending test was carried out on five test pieces at an appropriate bending radius R. Then, the presence or absence of cracks was confirmed at the ridge line of the bending apex.
  • the tensile test was carried out in accordance with JIS Z 2241:2021. Specifically, a JIS No. 5 test piece was taken from the obtained steel plate so that the direction perpendicular to the rolling direction of the steel plate was the longitudinal direction. Using the taken test piece, a tensile test was performed at room temperature and 200°C under the condition of a crosshead speed of 1.67 x 10 -1 mm/s to measure the yield strength (YS) [MPa], tensile strength (TS) [MPa], uniform elongation (U-El) [%], and local elongation (L-El) [%].
  • YS yield strength
  • TS tensile strength
  • U-El uniform elongation
  • L-El local elongation
  • TS is 980 MPa or more, and the parts strength, ductility, stretch flangeability, bendability, and warm workability are excellent.
  • the comparative examples one or more of the parts strength, ductility, stretch flangeability, bendability, and warm workability are poor.

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Abstract

高強度であり、部品強度、延性、伸びフランジ性、曲げ性、及び温間加工性に優れる高強度鋼板を提供する。本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０％～０．５００％、Ｓｉ：０．０１％～２．５０％、Ｍｎ：０．１０％～５．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：１．０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下及びＯ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、板厚１／４位置において、面積率がそれぞれマルテンサイト６０％以上、フェライト４０％以下、残留オーステナイト２０％以下であり、マルテンサイトの格子定数ａＭが下記式を満足する、鋼組織と、を有する。 １．００００５≦ａＭ／ａＲ≦１．００５００　ここで、ａＲは高強度鋼板を５００℃にて３０分間熱処理した後の室温におけるマルテンサイトの格子定数である。

Description

高強度鋼板、部材及びそれらの製造方法
　本開示は、高強度鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。
　車輌の軽量化によるＣＯ２排出量の削減と、車体の軽量化による耐衝突性能の向上との両立を目的に、自動車用鋼板の高強度化が進行している。自動車に関する新たな法規制の導入も相次いでいる。
　車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格を形成する主要な構造部品については、引張強さ（Tensile strength：ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を適用する事例が増加している。特許文献１には、引張強度が１３１０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が記載されている。また、自動車への高強度鋼板の適用比率を上昇させるため、ホットスタンプの適用に加えて、より低い加熱温度で成形する温間加工が着目されている。特許文献２には、５０～２００℃程度の低い加熱温度でも優れた加工性を有する温間加工用高強度鋼板が記載されている。
国際公開第２０１９／１８１９５０号 国際公開第２０１７／１３１０５３号
　しかしながら、従来、室温での延性、伸びフランジ性、及び曲げ性に優れ、かつ温間加工性に優れた高強度鋼板は存在しなかった。例えば、特許文献１の高強度鋼板は室温での曲げ性や延性には優れるものの、温間加工性に関しては全く考慮されていない。また、特許文献２の高強度鋼板は温間加工性（全伸び）に優れているものの、温間での均一伸び及び局部伸びの内訳は不明である。また、特許文献２では、室温での伸びフランジ性や曲げ性は考慮されていなかった。
　本開示は、かかる事情に鑑みてなされたもので、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、かつ、部品強度、延性、伸びフランジ性、曲げ性、及び温間加工性に優れる高強度鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、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、本開示を完成させた。すなわち、本開示の要旨構成は以下のとおりである。
　［１］質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下及び
Ｏ：０．０１００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
　板厚１／４位置において、
　マルテンサイトの面積率が６０％以上であり、
　フェライトの面積率が４０％以下であり、
　残留オーステナイトの面積率が２０％以下であり、
　前記マルテンサイトの格子定数ａＭ（ｎｍ）が、下記式１を満足する、鋼組織と、
を有する、高強度鋼板。
式１：１．００００５≦ａＭ／ａＲ≦１．００５００
　式１において、ａＲ（ｎｍ）は前記高強度鋼板を５００℃にて３０分間熱処理した後の室温における前記マルテンサイトの格子定数である。
　［２］炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数に対して、長径２００ｎｍ以上の炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数が５０％以下である、［１］に記載の高強度鋼板。
　［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下
からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
　［４］少なくとも片面にめっき層を有する、［１］～［３］のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
　［５］［１］～［４］のいずれか一項に記載の高強度鋼板を用いてなる、部材。
　［６］自動車の骨格構造部品用または補強部品用である、［５］に記載の部材。
　［７］［１］または［３］に記載の成分組成を有する鋼スラブに、平均のひずみ速度が１×１０－４／ｓ以上１×１０－１／ｓ以下にて総圧下率５０％以上の粗圧延を施して粗圧延板とし、該粗圧延板に仕上げ圧延を施して熱延板とし、
　前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、
　前記冷延板を８００℃以上の加熱温度に加熱し、Ｍｓ点以上７００℃以下の温度域Ｔ１における滞留時間ｔ１が１０００ｓ以下となる条件で冷却する、焼鈍を行い、
　次いで、前記冷延板を、部分焼戻しパラメータＳ（μｍ２）が下記式２を満たす条件にてＭｓ点から５０℃以下まで冷却する部分焼戻しを行う、高強度鋼板の製造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000002
　上式２～５において、
　前記焼鈍後、前記冷延板の温度がＭｓ点に初めて到達した時間をｔ＝０（ｓ）と定め、ｔ＝ｔＥ（ｓ）は前記部分焼戻しが完了し、前記冷延板の温度が５０℃となった時間とする。
　Ｔ（℃）は時間ｔ－１～ｔ（ｓ）における前記冷延板の平均温度とする。
　Ｔｍｉｎ（℃）は時間０～ｔ（ｓ）における温度Ｔのうち最も低い温度とする。
　Ｍｓ（℃）は、前記高強度鋼板のＭｓ点を指す。
　［８］前記部分焼戻しにおいて、室温以上Ｍｓ点以下の冷却停止温度で冷却を停止し、次いで再加熱温度まで再加熱を行い、次いで５０℃以下まで冷却する、［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　［９］前記焼鈍において、さらに前記冷延板の少なくとも片面にめっき処理を施す、［７］または［８］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　［１０］［１］～［４］のいずれか一項に記載の高強度鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、部材の製造方法。
　本開示によれば、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、かつ部品強度、延性、伸びフランジ性、曲げ性、及び温間加工性に優れる高強度鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することができる。
炭化物が存在するマルテンサイトの電子回折図形の一例を示す図である。 Ｍｓ点から５０℃まで連続的に冷却する部分焼戻し工程の熱履歴の模式図とf(t)の模式図である。 部分焼戻しにおいて再加熱を行う場合の熱履歴の模式図とf(t)の模式図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。本実施形態に係る高強度鋼板は、後述する成分組成及び鋼組織を有する。以下、「高強度鋼板」を、単に「鋼板」ともいう。
　本実施形態に係る高強度鋼板は、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、かつ、部品強度、延性、伸びフランジ性、曲げ性、及び温間加工性に優れる。
　高強度であるとは、後述する引張試験により求める引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であることを意味する。
　部品強度に優れるとは、後述する引張試験により求める降伏比（ＹＲ）が６０％以上であることを意味する。
　延性に優れるとは、後述する引張試験により求める全伸び（Ｔ－Ｅｌ）が６．０％以上であることを意味する。
　伸びフランジ性に優れるとは、後述する穴広げ試験により求める穴広げ率（λ）が３０％以上であることを意味する。
　曲げ性に優れるとは、後述する研削端面部を有するサンプルの曲げ試験で求められる限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）が５．０以下であることを意味する。
　温間加工性に優れるとは、後述する室温における引張試験により求める均一伸び（Ｕ－ＥｌＲＴ）及び局部伸び（Ｌ－ＥｌＲＴ）と、２００℃における引張試験により求める均一伸び（Ｕ－Ｅｌ２００）及び局部伸び（Ｌ－Ｅｌ２００）において、Ｕ－Ｅｌ２００／Ｕ－ＥｌＲＴが１．１０以上かつＬ－Ｅｌ２００／Ｌ－ＥｌＲＴが１．３０以上であることを意味する。
　温間加工に際しては、ひずみ分散能の観点から鋼板の均一伸びを室温よりも高めること、及び加工部の破断を抑制するために鋼板の局部伸びを室温に比べて高めることが求められる。温間加工では金型や鋼板を所定温度まで加熱して加工することが想定されるが、鋼板の端面部分は冷えやすく、実質的に室温での加工となることが想定される。したがって、鋼板は温間加工性に優れることに加えて、室温でも良好な延性、伸びフランジ性、曲げ性を有することが求められる。また、自動車の補強部品や骨格構造部品に用いられる高強度鋼板は、部品強度に優れる（衝突時における衝撃吸収エネルギーが大きい）ことが要求される。これは、鋼板の降伏強さ（ＹＳ）を上昇させたり、鋼板の降伏比（ＹＲ＝降伏強さＹＳ／引張強さＴＳ×１００［％］）を上昇させたりすることにより、実現できる。従来、室温での良好な延性、伸びフランジ性、及び曲げ性と温間での加工性に優れた高強度鋼板は存在しなかった。従来用いられている残留オーステナイト相を多量に含む鋼板では、打ち抜きによる加工により非常に硬質なフレッシュマルテンサイトが生成し、ボイドの生成・成長・連結の観点から伸びフランジ性が低いことが予想される。後述するように、本発明者らは、鋭意検討の結果、部分焼戻しパラメータＳを適正に調整することに想到した。これにより、室温でのマルテンサイトの格子定数ａＭと、前記マルテンサイトを有する高強度鋼板を５００℃で３０分熱処理した後の室温での格子定数ａＲとの比ａＭ／ａＲを適正な値とすることができる。そして、ａＭ／ａＲを適正な値とすることで、室温での良好な延性、伸びフランジ性、及び曲げ性と温間での加工性に優れた高強度鋼板を提供することができる。
　〈成分組成〉
　まず、高強度鋼板の成分組成の適正範囲及びその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
《Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下》
　Ｃは、鋼板の重要な基本成分の１つであり、特に本実施形態に係る高強度鋼板においては、マルテンサイトの面積率とマルテンサイトの格子定数に影響する。
　Ｃ含有量が少なすぎると、マルテンサイトの面積率が減少し、９８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。また、マルテンサイトの格子定数ａＭが低下し、温間加工性が低下する。さらに、フェライトの面積率が増加する。このため、鋼板のＣ含有量は、０．０３０％以上とする。Ｃ含有量は、０．０５０％以上が好ましく、０．０９０％以上がより好ましい。
　一方、Ｃ含有量が多すぎると、残留オーステナイトが過度に増加し、打ち抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性が低下する。また、残留オーステナイトが応力誘起変態することによってＹＲが低下し、部品強度が低下する。このため、Ｃ含有量は、０．５００％以下とする。Ｃ含有量は、０．４００％以下が好ましく、０．３５０％以下がより好ましい。
《Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下》
　Ｓｉは、マルテンサイト中のセメンタイトの析出抑制や固溶強化によって、鋼板の強度を上昇させる。この効果を得るため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．０５％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
　一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、ベイナイト変態時の炭化物析出が著しく抑制され、残留オーステナイトが過度に増加し、打ち抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性が低下する。また、残留オーステナイトが応力誘起変態することによってＹＲが低下し、部品強度が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、２．００％以下が好ましく、１．５０％以下がより好ましい。
《Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下》
　Ｍｎは、鋼板の重要な基本成分の１つであり、特に本実施形態に係る高強度鋼板においては、マルテンサイトの面積率に影響する。
　Ｍｎ含有量が少なすぎると、マルテンサイトの面積率が減少し、９８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。また、マルテンサイトの面積率が減少し、高い温間加工性を得ることが困難になる。このため、Ｍｎ含有量は、０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は、０．９０％以上が好ましく、１．８０％以上がより好ましい。
　一方、Ｍｎ含有量が多すぎると、オーステナイトが安定化し、残留オーステナイトが過度に増加する。そして、打ち抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性が低下する。また、残留オーステナイトが応力誘起変態することによってＹＲが低下し、部品強度が低下する。このため、Ｍｎ含有量は、５．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、４．２０％以下が好ましく、３．６０％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、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ｐ含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｐ含有量は、好ましくは０．０７０％以下とする。
《Ｓ：０．０２００％以下》
　Ｓは、硫化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
《Ａｌ：１．０００％以下》
　Ａｌは、十分な脱酸を行ない、鋼中介在物を低減する。
　もっとも、Ａｌ含有量が多すぎると、フェライトが多量に生成し、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性が低下する。このため、Ａｌ含有量は、１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、０．５００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましい。
　一方、安定して脱酸を行なうためには、Ａｌ含有量は、０．０１０％以上が好ましく、０．０１５％以上がより好ましく、０．０２０％以上が更に好ましい。
《Ｎ：０．０１００％以下》
　Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は好ましくは０．００５０％以下とする。
《Ｏ：０．０１００％以下》
　Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｏ含有量は好ましくは０．００５０％以下とする。
　本実施形態に係る高強度鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。ここで不可避的不純物として、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｇｅ、Ｓｒ及びＣｓが挙げられる。これら不純物は合計で０．１００％以下含有されることは許容される。
　本実施形態に係る高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下及びＢｉ：０．２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有してもよい。
　Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、それぞれ０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、鋼板にＴｉ、Ｎｂ又はＶを含有させる場合、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの含有量はそれぞれ０．２００％以下とすることが好ましい。なお、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの含有量は、それぞれ０．１００％以下とすることがより好ましい。
　Ｔａ及びＷは、それぞれ０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｔａ及びＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下とすることが好ましい。なお、Ｔａ及びＷの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、Ｔａ及びＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。Ｔａ及びＷの含有量は、それぞれ０．０８％以下とすることがより好ましい。
　Ｂは、０．０１００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｂの含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しないが、焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｂ含有量は０．０００３％以上とすることがより好ましい。Ｂ含有量は、０．００８０％以下とすることがより好ましい。
　Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉは、それぞれ１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉの含有量は、それぞれ０．８０％以下とすることがより好ましい。
　Ｃｏは、０．０１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。Ｃｏ含有量は、０．００８％以下とすることがより好ましい。
　Ｃｕは、１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることよりが好ましい。Ｃｕ含有量は、０．８０％以下とすることがより好ましい。
　Ｓｎは、０．２００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。Ｓｎ含有量は、０．１００％以下とすることがより好ましい。
　Ｓｂは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。Ｓｂ含有量は、０．１００％以下とすることがより好ましい。
　Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、それぞれ０．０１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０１００％以下とすることが好ましい。なお、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの含有量は、それぞれ０．００５０％以下とすることがより好ましい。
　Ｚｒ及びＴｅは、それぞれ０．１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｚｒ及びＴｅの含有量は、それぞれ０．１００％以下とすることが好ましい。なお、Ｚｒ及びＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｚｒ及びＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。Ｚｒ及びＴｅの含有量は、それぞれ０．０８０％以下とすることがより好ましい。
　Ｈｆは、０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｈｆ含有量は、０．０８％以下とすることがより好ましい。
　Ｂｉは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、λが低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｂｉ含有量は、０．１００％以下とすることがより好ましい。
　なお、上記したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｈｆ及びＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避的不純物として扱う。
　次に、高強度鋼板の鋼組織について説明する。
《マルテンサイトの面積率：６０％以上》
　マルテンサイトを含有することにより、９８０ＭＰａ以上のＴＳと優れた温間加工性とを実現することができる。マルテンサイトの面積率を上昇させることで、後述するように、マルテンサイト中に多量に含有された転位と適正に制御された固溶Ｃとのミクロな相互作用によって生じる延性向上機構を、マクロな温間加工における伸びとして発現させることができるためである。このため、マルテンサイトの面積率は、６０％以上とする。マルテンサイトの面積率は、７０％以上が好ましく、９０％以上がより好ましい。
　マルテンサイトの面積率は、上限は特に限定されず、１００％であっても、上述した効果は得られる。
　マルテンサイトは、Ｍｓ点以下で生成する変態生成相であり、焼戻しの有無を問わない。また、マルテンサイトにはＭｓ点以下で生成する下部ベイナイトを含む。
　マルテンサイトの観察位置は、後述するように、鋼板の板厚の１／４位置とする。
《フェライトの面積率：４０％以下》
　フェライトの面積率を４０％以下とすることで、所望の強度と伸びフランジ性とを得ることができる。なお、フェライトの面積率が０％であっても効果は得られる。フェライトが多すぎると、十分な量のマルテンサイト量を確保できずに、所望のＴＳが得られない。また、組織間の硬度差が大きくなり、ボイドの発生や連結が促進され、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性が劣化する。このため、フェライトの面積率は、４０％以下とする。フェライトの面積率は、３０％以下が好ましく、２０％以下がより好ましい。
　フェライトは、Ｍｓ点よりも高温で生成している軟質なＢＣＣ鉄であり、アロトリオモルフフェライト、イディオモルフフェライト、上部ベイナイトを含む。
　フェライトの観察位置は、後述するように、鋼板の板厚の１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）とする。
　マルテンサイト、フェライトの面積率の測定方法は、以下のとおりである。
　まず、鋼板から、その圧延方向に平行な板厚断面（板厚１／４位置のＬ断面）が観察面となるように、サンプルを切り出す。サンプルの観察面を、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を施し、更に、１体積％ナイタールを用いてエッチングすることにより、組織を現出させる。
　次いで、サンプルの観察面を、加速電圧１０ｋＶの条件で、走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope：ＳＥＭ）を用いて３０００倍の倍率で観察し、３視野分のＳＥＭ画像を得る。
　得られたＳＥＭ画像から、Adobe Photoshop（Adobe Systems社製）を用いて、各組織の面積率を算出する。具体的には、各組織の面積を測定面積で除して得られる値を、各組織の面積率とする。各組織の面積率を３視野分算出し、それらの平均値を、各組織の面積率とする。
　ＳＥＭ画像において、フェライトは灰色を呈し、白いコントラストを呈する炭化物を内包しない平坦な組織領域である。これに対し、マルテンサイトは内部に微細な凹凸を有する階層構造を持つ組織である。よって、マルテンサイト及びフェライトを互いに識別できる。
《残留オーステナイトの面積率：２０％以下》
　残留オーステナイトの面積率を２０％以下とすることにより、良好な部品強度及び伸びフランジ性が得られる。このため、残留オーステナイトの面積率は、２０％以下とする。残留オーステナイトの面積率は、１５％以下が好ましい。
　残留オーステナイトの面積率は、下限は特に限定されず、０％であっても、上述した効果を得ることができる。
　残留オーステナイトの面積率の測定方法は、以下のとおりである。
　まず、鋼板を、その板厚１／４位置が測定面となるように研削し、その後、化学研磨により更に０．１ｍｍ研磨し、サンプルを得る。サンプルの測定面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面及び（３１１）面、ならびに、ｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面及び（２２０）面の積分反射強度を測定する。ｂｃｃ鉄の各面の積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面の積分反射強度の強度比を求める。９つの強度比の平均値を、残留オーステナイトの体積率とする。残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とみなす。
《マルテンサイトの格子定数》
　マルテンサイトの格子定数は本発明において極めて重要な組織因子である。室温でのマルテンサイトの格子定数ａＭ（ｎｍ）が、式１を満足することで、室温での延性、曲げ性、及び温間加工性に優れた高強度鋼板を得ることができる。
式１：　１．００００５≦ａＭ／ａＲ≦１．００５００
　式１において、ａＲ（ｎｍ）は前記高強度鋼板を５００℃、３０分で熱処理した後の室温でのマルテンサイトの格子定数である。
　本発明者らは、室温でのマルテンサイトの格子定数ａＭと、前記マルテンサイトを有する高強度鋼板を５００℃で３０分で熱処理した後の室温での格子定数ａＲとの比ａＭ／ａＲを適正な値とすることで、室温での延性と温間加工性とに優れた鋼板が得られることを発見した。塑性変形を担う転位を多量に含有するマルテンサイト中において固溶Ｃを適正量存在させることで、転位と固溶Ｃとの相互作用によって温間加工時における均一伸びと局部伸びとを両方とも向上させることができるためと推定される。マルテンサイトの格子定数ａＭは、侵入型固溶元素であるＣに加えて、置換型固溶元素であるＳｉ及びＭｎにも影響される。高強度鋼板を、５００℃、３０分で熱処理することで、マルテンサイト中に固溶したＣがセメンタイトとして析出し、固溶Ｃ濃度は非常に少なくなる。よって、室温でのマルテンサイトの格子定数ａＭとマルテンサイトを有する高強度鋼板を５００℃で３０分で熱処理した後の室温での格子定数ａＲとの比ａＭ／ａＲは、マルテンサイト中の固溶Ｃ濃度を精度よく表すパラメータとなる。マルテンサイト中の固溶Ｃ濃度は、室温での延性及び温間加工性に影響を及ぼす。そのため、ａＭ／ａＲが式１を満足するように制御することで、室温での延性、曲げ性、及び温間加工性に優れた高強度鋼板を得ることができる。
　ａＭ／ａＲが１．００００５未満では、マルテンサイト中の固溶Ｃ濃度が低く、温間加工時におけるマルテンサイト中の転位と固溶Ｃとの相互作用が小さくなり、温間加工性が低下する。一方で、ａＭ／ａＲが１．００５００超では、室温での転位の移動が著しく抑制され、室温での延性と曲げ性とが低下する。よって、マルテンサイトの格子定数ａＭは、１．００００５≦ａＭ／ａＲ≦１．００５００を満たす必要がある。好ましくは、ａＭ／ａＲは１．０００１０以上である。また、好ましくは、ａＭ／ａＲは１．００２００以下である。
　マルテンサイトの格子定数は、Ｘ線回折法によって求める。上記高強度鋼板を、その板厚１／４位置が測定面となるように研削し、その後、化学研磨により更に０．１ｍｍ研磨し、サンプルを得る。
　サンプルの測定面について、Ｘ線回折装置により、ＣｕのＫα線源を用いて、ｂｃｃ鉄の（１１０）面、（２００）面、（２１１）面、（２２０）面、（３１０）面、及び（２２２）面のピークを擬フォークト近似してフィッティングすることでピーク位置を算定する。得られたそれぞれのピーク位置から、ｃ／ａは１と仮定して、Ｂｒａｇｇの法則から格子定数を算出し、その平均値をマルテンサイトの格子定数ａＭとする。
　高強度鋼板を５００℃で３０分で熱処理した後の鋼板についても、上記高強度鋼板と同様に、マルテンサイトの格子定数ａＲを求める。
《炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数に対する、長径２００ｎｍ以上の炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数の割合：５０％以下》
　炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数に対する、長径２００ｎｍ以上の炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数の割合を小さくすることによって、温間加工性をより向上することができる。マルテンサイトブロック中に存在する２００ｎｍ以上の炭化物は界面エネルギーの観点から熱的に安定であり、温間加工時に周囲の固溶Ｃを奪い、局所的に固溶Ｃが低下しやすくなる。２００ｎｍ以上の炭化物を含むマルテンサイトの個数を低減することで、温間加工時における均一伸びと局部伸びとをさらに向上させることができる。よって、炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数に対する２００ｎｍ以上の長径を有する炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数の割合は５０％以下が好ましく、３０％以下がより好ましく、１０％以下がさらに好ましい。炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数に対する２００ｎｍ以上の長径を有する炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数の割合の下限は、特に限定されず、０％であってもよい。
　マルテンサイトブロックに含有される炭化物は、セメンタイト、イプシロン炭化物、イータ炭化物、カイ炭化物からなる少なくとも１種の炭化物である。
　炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数に対する２００ｎｍ以上の長径を有する炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数の割合の測定方法は、以下のとおりである。
　まず、鋼板を、その板厚１／４位置が観察面となるように研削し、その後、電解研磨して、サンプルを作製する。作製したサンプルの観察面を、透過型電子顕微鏡（Transmission Electron Microscope：ＴＥＭ）を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件で、観察する。マルテンサイトの転位密度はフェライトや残留オーステナイトより著しく高いので、ＴＥＭの明視野像でひずみのコントラストを観察することにより互いに区別される。マルテンサイトブロックとはマルテンサイトを構成する階層単位であり、同じ晶癖面でかつ結晶方位が同じラスの集団である。したがって、ＴＥＭの明視野像では、マルテンサイト内においてブロック毎に回折コントラストが異なることから、パケットやラスといった他の階層構造と区別することができる。マルテンサイトブロックの［１００］方位から電子線を入射すると、母相マルテンサイトの電子回折図形が得られる。隣接するマルテンサイトブロック同士は、ブロック境界を介して結晶方位が異なるので、明視野像でコントラストが異なることから、互いに区別される。
　図１は、炭化物が存在するマルテンサイトの電子回折図形の一例である。
　観察した単一のマルテンサイトブロックに炭化物が存在する場合、図１に示すように、母相マルテンサイト（α）の電子回折図形に加えて、炭化物の電子回折図形が得られる。図１中、黒丸は、電子線が［１００］方位から入射した場合における、母相マルテンサイトの電子回折斑点を示す。また、白丸は、炭化物の電子回折斑点を示す。このような母相マルテンサイトと炭化物の回折図形が得られた場合を、炭化物を含むマルテンサイトブロックとする。炭化物から得られた電子回折斑点を用いて、暗視野像を得る。暗視野像において、準安定炭化物は、白いコントラストを呈する。
　得られた炭化物の暗視野像から長径を求め、マルテンサイトブロック内に存在する最大の炭化物の長径が２００ｎｍ以上である場合、長径２００ｎｍ以上の炭化物を含むマルテンサイトブロックとする。５０個のマルテンサイトブロックを観察する。長径２００ｎｍ以上の炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数を、炭化物が存在するマルテンサイトブロックの個数で割り、更に、１００をかけた値（（２００ｎｍ以上の長径を有する炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数）／（炭化物が存在するマルテンサイトブロックの個数）×１００）を求める。求めた値を、炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数に対する２００ｎｍ以上の長径を有する炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数の割合［％］とする。
《残部組織》
　鋼板の組織は、上述したマルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイト以外の組織（残部組織）を有していてもよい。もっとも、残部組織の面積率は、本発明の効果が損なわれないという理由から、面積率で３％以下が好ましい。残部組織としては、例えば、パーライト、フェライト中に析出した合金炭窒化物、その他の鋼板の組織として公知の組織、等が挙げられる。なお、マルテンサイト中に存在する鉄系炭化物は、残部組織に含まれない。
　残部組織については、マルテンサイトとフェライトの面積率を測定する際に撮影したＳＥＭ画像から、Adobe Photoshop（Adobe Systems社製）を用いて、残部組織の面積率を算出する。具体的には、残部組織の面積を測定面積で除して得られる値を、残部組織の面積率とする。残部組織の面積率を３視野分算出し、それらの平均値を、残部組織の面積率とする。
　ＳＥＭ画像において、パーライトは白いコントラストを呈するセメンタイトおよび灰色のコントラストを呈するフェライトからなる層状組織を呈し、合金炭窒化物は角状の暗いコントラストを呈する組織である。
　高強度鋼板の板厚は、特に限定されず、通常、０．３ｍｍ以上であり得、２．８ｍｍ以下であり得る。
〈めっき層〉
　高強度鋼板は、その表面上に、めっき層を備えてもよい。めっき層は、後述するめっき処理によって形成される。めっき層としては、特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層などが挙げられる。めっき層は、合金化されためっき層（合金化めっき層）であってもよい。
　めっき層としては、亜鉛めっき層（Ｚｎめっき層）、Ａｌめっき層などが挙げられる。めっき層としては、亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層は、Ａｌ、Ｍｇなどの元素を含有していてもよい。
　めっき層の組成は、特に限定されず、一般的な組成でよい。
　例えば、めっき層が溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である場合、一般的には、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１～１．０質量％を含有し、更に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ及びＲＥＭからなる群から選ばれる少なくとも１種を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成が挙げられる。
　めっき層が溶融亜鉛めっき層である場合、めっき層の片面あたりの付着量は、２０ｇ／ｍ２以上であることが好ましく、また８０ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。また、このような付着量の溶融亜鉛めっき層が合金化された合金化溶融亜鉛めっき層も好ましい。
　めっき層が溶融亜鉛めっき層である場合、めっき層中のＦｅ含有量は、７質量％未満が好ましい。めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である場合、めっき層中のＦｅ含有量は、７質量％以上が好ましい。また、めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である場合、めっき層中のＦｅ含有量は、２０質量％以下が好ましく、１５質量％以下がより好ましい。
［部材］
　つぎに、本発明の一実施形態に係る部材について、説明する。部材は、上記した本発明の一実施形態に係る高強度鋼板を用いてなる。部材は、例えば、上記した本発明の一実施形態に係る高強度鋼板を、成形加工または接合加工などにより、目的の形状としたものである。本発明の一実施形態に係る部材は、好適には、自動車の骨格構造部品用、または、自動車の補強部品用の部材である。ここで、上記した本発明の一実施形態に係る高強度鋼板は、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、かつ、部品強度、延性、伸びフランジ性、曲げ性、及び温間加工性に優れる、高強度鋼板である。そのため、本発明の一実施形態に係る部材は、特に、自動車の骨格構造部品用、または、自動車の補強部品用の部材全般に好適に用いることができる。
［高強度鋼板の製造方法］
　次に、高強度鋼板の製造方法について説明する。
　まず、上述した成分組成を有する鋼素材を溶製して鋼スラブを製造する。鋼スラブ（鋼素材）となる溶鋼を溶製する方法は、特に限定されず、転炉、電気炉などを用いた公知の溶製方法を採用できる。鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法などの他の方法によっても製造することができる。本実施形態に係る高強度鋼板には、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍を行って製造が完了する冷間圧延鋼板（冷延板）と、冷間圧延鋼板にめっきを施した高強度鋼板とが含まれる。
　次いで、鋼スラブを熱間圧延して、熱延板とする。一例においては、鋼スラブを一旦室温まで冷却した後、再び加熱して熱間圧延（粗圧延及び仕上げ圧延）を施す。なお、製造した鋼スラブを、室温まで冷却しないで温片のまま加熱炉に装入してもよいし、わずかに保熱した後に直ちに粗圧延してもよい。
〈粗圧延〉
　鋼スラブを以下の条件で粗圧延することにより、粗圧延板が得られる。
　鋼スラブを加熱する温度（スラブ加熱温度）は、炭化物の溶解や圧延荷重の低減の観点から、１１００℃以上が好ましい。一方、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は、１３００℃以下が好ましい。スラブ加熱温度は、鋼スラブの表面温度を基準とする。次いで、スラブ加熱温度まで加熱した鋼スラブに対して、以下の条件で粗圧延を行う。
《平均のひずみ速度が１×１０－４／s以上１×１０－１／s以下にて総圧下率５０％以上》
　鋼中の侵入型固溶元素であるＣは置換型固溶元素であるＳｉ及びＭｎと相互作用する。すなわち、Ｓｉ及びＭｎといった溶質原子はマルテンサイトの固溶Ｃに影響する。粗圧延中の平均のひずみ速度と総圧下率とを適正化することで、最終組織におけるマルテンサイトの格子定数ａＭを適正化することができる。この理由について、本発明者らは以下のように考えている。粗圧延中のオーステナイト粒の塑性変形及び動的再結晶過程において、Ｓｉ及びＭｎといった溶質原子が転位及び再結晶粒の粒界を介して高速拡散することで、Ｓｉ及びＭｎ等の溶質原子が適正に分布すると考えられる。Ｓｉ及びＭｎ等の溶質原子が適正に分布することにより、後述する部分焼戻し処理においてマルテンサイト中の固溶Ｃ量が均一となるため、最終組織におけるマルテンサイトの格子定数ａＭを適正化できると本発明者らは考えている。マルテンサイトの格子定数ａＭを適正化することにより、上述したように、温間加工性に優れた高強度鋼板を得ることができる。
　粗圧延中の平均のひずみ速度とは、粗圧延の最初のミルから最終のミルまでの圧延率ε（-）を、粗圧延の最初のミルでの圧延開始から最終のミルでの圧延完了までに要した時間ｔＲ（ｓ）で割った値（ε／ｔＲ）と定義する。
　粗圧延中の平均のひずみ速度が１×１０－１／sを超える場合、オーステナイト粒の塑性変形及び動的再結晶中のＳｉ及びＭｎといった溶質原子の拡散が不十分となり、格子定数の比ａＭ／ａＲが低くなり温間加工性が低下する。一方、粗圧延中の平均のひずみ速度が１×１０－４／s未満のときは、オーステナイト粒の転位の回復が促進され、再結晶の駆動力が低下し動的再結晶が抑制される。これにより、Ｓｉ及びＭｎといった溶質原子の拡散が不十分となり、Ｍｓ格子定数の比ａＭ／ａＲが低くなり温間加工性が低下する。よって、粗圧延中の平均のひずみ速度は１×１０－４／s以上１×１０－１／s以下とする。粗圧延中の平均のひずみ速度は好ましくは１×１０－３／s以上である。粗圧延中の平均のひずみ速度は、好ましくは１×１０－２／ｓ以下である。
　粗圧延の総圧下率が５０％未満の場合、オーステナイト粒の塑性変形及び動的再結晶中のＳｉ及びＭｎといった溶質原子の拡散が不十分となり、格子定数の比ａＭ／ａＲが低くなり温間加工性が低下する。よって、粗圧延の総圧下率は５０％以上とする。粗圧延の総圧下率は好ましくは６０％以上である。一方、粗圧延の総圧下率は好ましくは９０％以下である。
　粗圧延の圧延終了温度は特に限定されないが、オーステナイト粒の再結晶を完了させる観点から、９５０℃以上とすることが好ましい。
　次いで、粗圧延板に対して仕上げ圧延を施して熱延板とする。熱延板には適宜巻取り処理を行う。スラブ加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延におけるトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延の前に、バーヒーターなどを用いて粗圧延板を加熱することが好ましい。仕上げ圧延を実施する際の温度（仕上げ圧延温度）は、７００℃以上が好ましい。これにより、圧延負荷が低減する。更に、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が低下し、圧延方向に伸長した異常な組織の発達が抑制され、加工性が優れる。
　仕上げ圧延は、粗圧延板同士を接合して連続的に実施してもよい。仕上げ圧延を実施する前に、粗圧延板を一旦巻き取ってもよい。
　圧延荷重を低減するために、仕上げ圧延の一部または全部を、潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延は、鋼板形状及び材質を均一化する観点からも好ましい。潤滑圧延する際の摩擦係数は、０．１０以上が好ましく、また０．２５以下が好ましい。
　熱間圧延後の巻取温度は、後述する冷間圧延及び焼鈍に際しての通板性を良好にする観点から、３００℃以上が好ましく、また７００℃以下が好ましい。
　次いで、熱間圧延により得られた熱延板を適宜酸洗する。酸洗により、熱延板の表面の酸化物が除去されて、最終製品である高強度鋼板において、化成処理性及びめっき層の品質などが優れる。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けても実施してもよい。
　酸洗後の熱延板に、任意で軟質化熱処理を施してから、冷間圧延を施す。こうして、冷延板を得る。冷間圧延の条件は、特に限定されないが、冷間圧延の累積圧下率は、２０～７５％が好ましい。圧延パスの回数及び各パスの圧下率は、特に限定されない。
　このようにして得られた冷延板に、以下に説明する焼鈍を施す。
〈焼鈍〉
《加熱温度：８００℃以上》
　加熱温度が低すぎると、オーステナイトへの逆変態が十分進行せず、マルテンサイトの面積率が低くなり、所望のＴＳが得られない。また、温間加工性に寄与するマルテンサイトが少ないため、優れた温間加工性が得られない。このため、加熱温度は、８００℃以上とする。また、加熱温度は、８３０℃以上が好ましい。加熱温度の上限は、特に限定されないが、操業性等の観点から、加熱温度は１０００℃以下が好ましい。なお、加熱温度は、鋼板表面を基準とする。
　冷延板を加熱温度で加熱する時間（加熱時間）は、特に限定されないが、短すぎると、オーステナイトへの逆変態が十分進行しないおそれがある。よって、加熱時間は、３０ｓ以上が好ましく、６０ｓ以上がより好ましい。加熱時間の上限は、特に限定されず、例えば、加熱時間は６０００ｓ以下が好ましく、３０００ｓ以下がより好ましい。なお、「ｓ」は、秒を意味する。
《Ｍｓ点以上７００℃以下の温度域Ｔ１における滞留時間ｔ１が１０００ｓ以下となる条件で冷却》
　加熱後に冷却される冷延板は、Ｍｓ点以上７００℃以下の温度域Ｔ１を経る。冷延板が温度域Ｔ１に滞留する時間（滞留時間ｔ１）が長すぎると、フェライト変態が過度に生じ、フェライトの面積率が高くなり、所望のＴＳ及び良好な伸びフランジ性が得られない。このため、滞留時間ｔ１は、１０００ｓ以下とする。滞留時間ｔ１は、８００ｓ以下が好ましく、６００ｓ以下がより好ましい。滞留時間ｔ１の下限は、特に限定されないが、設備投資負担の軽減の観点から、滞留時間ｔ１は１ｓ以上が好ましく、５ｓ以上がより好ましく、１０ｓ以上がさらに好ましい。なお、温度域Ｔ１は、鋼板表面を基準とする。
　なお、Ｍｓ点は、以下の式（１）により求める。
Ｍｓ＝４９９－３１７［％Ｃ］－１１［％Ｓｉ］－３３［Ｍｎ］－１７［％Ｎｉ］－２８［％Ｃｒ］－１１［％Ｍｏ］・・・（１）
ただし、［％Ｍ］は、Ｍの鋼中含有量（質量％）を示す。
　前記焼鈍後、冷延板をＭｓ点から５０℃以下まで冷却する部分焼戻し工程を実施する。
《部分焼戻しパラメータＳ（μｍ２）が式２を満たす部分焼戻し処理》
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000003
　上式２～５において、
　前記焼鈍後、冷延板の温度がＭｓ点に初めて到達した時間をｔ＝０（ｓ）と定め、ｔ＝ｔＥ（ｓ）は部分焼戻し処理が完了し、冷延板の温度が５０℃となった時間とする。
　Ｔ（℃）は時間ｔ－１～ｔ（ｓ）における冷延板の平均温度とする。
　Ｔｍｉｎ（℃）は時間０～ｔ（ｓ）における温度Ｔのうち最も低い温度とする。
　Ｍｓ（℃）は、前記高強度鋼板のＭｓ点を指す。
　なお、部分焼戻しにおける各種温度は、鋼板表面を基準とする。
　温度域Ｔ１を経た鋼板はＭｓ点に到達し、マルテンサイト変態が進行する。マルテンサイト変態後には固溶Ｃが炭化物として析出する焼戻し現象が生じ、固溶Ｃが減少する。したがって、初めてＭｓ点以下に到達した後の温度域においては、常にマルテンサイトの焼戻しが進行し、固溶Ｃが減少する。よって、本発明者らは、初めてＭｓ点に到達してから焼戻しが無視できる５０℃に至るまでの全域において、当該温度で既に生成しているマルテンサイト分率、温度及び時間を考慮する必要があることを知見した。そこで、当該温度で既に生成しているマルテンサイト分率を考慮して、焼戻しを行う工程を部分焼戻し工程と定義した。
　本発明者らは、部分焼戻しパラメータＳを定義し、Ｓの値を適正に制御することで、格子定数の比ａＭ／ａＲを所定の値の範囲内とできることを知見した。パラメータＳは、時間ｔ（ｓ）における当該温度Ｔ（℃）でのマルテンサイトの体積分率ｆ（ｔ）とＣの拡散係数Ｄ（Ｔ）とを組み合わせた単位時間当たりの既に生成しているマルテンサイトの焼戻し量を、初めてＭｓ点に到達してからＣ拡散が無視できる５０℃までの熱履歴で積算した値である。焼鈍後、冷延板がＭｓ点に初めて到達した時間をｔ＝０（ｓ）と定め、ｔ＝ｔＥ（ｓ）は部分焼戻しが完了し、５０℃となった時間とする。Ｔ（℃）は時間ｔ－１～ｔ（ｓ）における冷延板の平均温度とする。Ｔｍｉｎ（℃）は時間０～ｔ（ｓ）における温度Ｔのうち最も低い温度とする。Ｍｓ（℃）は、前記高強度鋼板のＭｓ点を指す。
　Ｓ（μｍ２）が小さすぎると、部分焼戻し処理が不十分となり、格子定数の比ａＭ／ａＲが高くなり、室温での延性と曲げ性が低下する。したがって、Ｓ（μｍ２）は０．０１以上とする。Ｓ（μｍ２）は、０．０３以上が好ましく、０．１０以上がより好ましい。Ｓ（μｍ２）が大きすぎると、部分焼戻し処理が過剰となり、格子定数の比ａＭ／ａＲが低くなり、温間加工性が低下する。したがって、Ｓ（μｍ２）は３０以下とする。Ｓ（μｍ２）は、１５以下が好ましく、５以下がより好ましい。
　部分焼戻し処理における温度履歴は、部分焼戻しパラメータＳが上記範囲内であればよく、特に限定されない。一例においては、部分焼戻し処理は、図２または図３に示す温度履歴とし得る。
　図２に、Ｍｓ点から５０℃以下まで連続的に冷却する部分焼戻し工程の熱履歴の模式図とf(t)の模式図とを示す。本例においては、Ｍｓ点以下の温度履歴は、Ｍｓ点から５０℃以下までを連続的に冷却する。冷却方法は特に限定されないが、ガス冷却のような公知の冷却方法を用いることができる。連続冷却を行う場合の冷却速度は特に限定されないが、例えば１℃／ｓ以上１００℃／ｓの範囲とし得る。
　図２に示すように、焼鈍後、初めてＭｓ点に到達した時間をｔ＝０（ｓ）と定める。図２のように連続的に冷却を行う場合、ｔ＝ｔＥ（ｓ）は、前記焼鈍後、初めて５０℃に到達した時間とする。ｔ＝ｔaのとき、Ｔｍｉｎ（℃）は、時間０～ｔ（ｓ）における温度Ｔのうち最も低い温度、すなわち、ｔ＝ｔaのときの温度である。
＜部分焼戻し工程において、室温以上Ｍｓ点以下の冷却停止温度で冷却を停止し、次いで、再加熱温度まで再加熱を行い、次いで５０℃以下まで冷却（好適条件）＞
　部分焼戻し工程において、Ｍｓ点以下から室温までの任意の温度で冷却を停止し、次いで、再加熱温度まで再加熱を行い、次いで５０℃以下まで冷却してもよい。これにより、組織間の硬度差が小さくなり、曲げ性及び伸びフランジ性をさらに向上することができる。図３に部分焼戻し工程において、Ｍｓ点以下から室温までの温度で冷却を停止し、次いで、加熱を行い、次いで５０℃以下まで冷却する部分焼き戻し工程の熱履歴の模式図を示す。ｔ＝ｔｂのとき、図３の例において、Ｔｍｉｎ（℃）は、冷却停止温度である。なお、Ｔｍｉｎ（℃）が５０℃を下回る場合、再加熱後、鋼板が再度５０℃となった時間をｔ＝ｔＥ（ｓ）と定める。
　焼鈍後、冷延板を室温以上Ｍｓ点以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却停止温度は特に限定されないが、マルテンサイトを十分生成させ、部分焼き戻しを促進し温間加工性を好適にするために２５０℃以下であるのが好ましい。冷却停止温度は、例えば室温でもよい。冷却方法も特に限定されず、ガス冷却又は水冷等を用いることができる。冷却速度は特に限定されないが、例えば１℃／ｓ以上１００℃／ｓの範囲とし得る。
　次いで、冷延板を再加熱温度まで再加熱を行なう。再加熱温度まで再加熱を行う際の加熱方法については、特に制限されないが、例えば電磁誘導加熱（Induction Heating：ＩＨ）を用いることができる。
　再加熱温度は、マルテンサイト中の転位の回復現象を抑制し、強度を好適とするという理由から、５００℃以下であることが好ましい。再加熱温度は、Ｃの拡散を促進し部分焼戻しを短時間で促進させ、延性および曲げ性を好適とするという理由から、１３０℃以上であることが好ましい。再加熱後、冷却するまでに一定温度で保持しても構わない。
　次いで、冷延板を５０℃以下まで冷却する。冷却方法は特に制限されないが、例えば水冷又はガス冷却などの公知の方法を用いることができる。冷却速度は特に限定されないが、例えば１℃／ｓ以上１００℃／ｓの範囲とし得る。５０℃以下まで到達した冷延板は、任意の冷却方法で室温まで冷却する。冷却方法は特に制限されないが、ガス冷、空冷、水冷などの公知の方法を用いることができる。
　部分焼戻し処理を施した冷延板を、その後室温まで冷却する。こうして、上述した高強度鋼板（冷間圧延鋼板）が得られる。
　本製造方法において、後述するめっき処理を施す場合、得られる高強度鋼板は、めっき層を有するめっき鋼板である。
　本製造方法における一連の熱処理は、上述した熱履歴を満足すれば、その他の条件は特に限定されず、熱処理を実施する設備等も特に限定されない。
〈めっき処理〉
　本製造方法においては、冷延板にめっき処理を施してもよい。
　めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理（溶融亜鉛めっき層を形成する処理）、合金化溶融亜鉛めっき処理（溶融亜鉛めっき処理の後に、合金化処理を実施することにより、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する処理）などが挙げられる。電気めっき処理により、電気めっき層を形成してもよい。
　溶融亜鉛めっき処理を施す場合、冷延板を亜鉛めっき浴中に浸漬し、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。亜鉛めっき浴の浴温は特に限定されないが、４４０℃以上であることが好ましく、また５００℃以下であることが好ましい。
　亜鉛めっき浴のＡｌ量は、０．１０質量％以上が好ましく、また０．２３質量％以下が好ましい。
　亜鉛めっき処理は、上述した焼鈍中のＭｓ点以上７００℃以下の温度域Ｔ１における保持中に実施することが好ましい。
　合金化処理の温度は、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度をより好適とし、生産性をより好適にするために、４７０℃以上が好ましい。また、未変態オーステナイトがパーライトへ変態することを好適に防ぎ、ＴＳをより好適にするために、合金化処理の温度は、６００℃以下が好ましく、５６０℃以下がより好ましい。合金化処理の温度は、５３０℃を基準とする。
　めっき処理後に、めっき鋼板にスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延の圧下率は、降伏強さを上昇させる観点から、０．０５％以上が好ましい。圧下率の上限は、特に限定されないが、生産性の観点から１．５０％以下が好ましい。スキンパス圧延は、オンラインで実施してもよいし、オフラインで実施してもよい。一度に目的の圧下率のスキンパスを実施してもよいし、数回に分けて実施してもよい。
　生産性の観点から、上述した焼鈍及びめっき処理などの一連の処理は、ＣＡＬ（Continuous Annealing Line）やＣＧＬ（Continuous Galvanizing Line）で実施することが好ましい。
　なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
［部材の製造方法］
　上述した高強度鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して、部材を製造することができる。成形加工及び接合加工は、常法によることができる。
　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（残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる）を有する溶鋼を転炉において溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブを得た。
　得られた鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延板を得た。具体的には、鋼スラブを、１２５０℃に加熱して、表２に示す平均ひずみ速度及び総圧下率にて粗圧延し、次いで、仕上げ圧延温度９００℃で仕上げ圧延を施してから、５００℃の条件で巻き取り、その後、室温まで冷却して、熱延板を得た。得られた熱延板に、酸洗を施した後、５００℃の条件で軟質化熱処理を施し、次いで、圧延率５０％の条件で冷間圧延を施した。こうして、板厚１．６ｍｍの冷延板を得た。
　得られた冷間圧延鋼板に、下記表２に示す条件で、焼鈍及び部分焼戻し処理を施して、本発明の高強度鋼板（冷間圧延鋼板）を得た。部分焼戻し処理において、Ｍｓ点以下から５０℃以下まで連続的に冷却する場合、表２の「部分焼戻し時の熱履歴」の欄に「連続」と記した。また、部分焼戻し処理において、Ｍｓ点以下から室温までの温度で冷却を停止し、次いで、再加熱を行い、次いで５０℃以下まで冷却する場合、表２の「部分焼戻し時の熱履歴」の欄に「再加熱」と記した。冷延板の加熱温度での加熱時間は、２００ｓとした。
《めっき処理》
　一部の冷延板に対しては、温度域Ｔ１（Ｍｓ℃以上７００℃以下）での滞留中に、溶融亜鉛めっき処理を実施して、両面にめっき層（溶融亜鉛めっき層）を形成した。すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を得た。溶融亜鉛めっき処理には、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき浴（浴温：４７０℃）を使用した。溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量は、４５～７２ｇ／ｍ２程度とした。形成した溶融亜鉛めっき層の組成は、Ｆｅ：０．１～１．０質量％及びＡｌ：０．２～１．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成であった。
　別の一部の冷延板に対しては、焼鈍中の温度域Ｔ１（Ｍｓ℃以上７００℃以下）での滞留中に、合金化溶融亜鉛めっき処理を実施して、両面にめっき層（合金化溶融亜鉛めっき層）を形成した。すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき処理には、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき浴（浴温：４７０℃）を使用した。合金化処理は、５５０℃とした。合金化溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量は、４５ｇ／ｍ２程度とした。形成した合金化溶融亜鉛めっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％及びＡｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成であった。
　溶融亜鉛めっき層を形成した場合は「ＧＩ」、合金化溶融亜鉛めっき層を形成した場合は「ＧＡ」、めっき層を形成しなかった場合は「ＣＲ」を、下記表２の「めっき種類」の欄に記載した。
〈鋼組織の観察〉
　得られた鋼板について、上述した方法にしたがって、マルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイトの面積率、マルテンサイトの格子定数、炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数に対して、２００ｎｍ以上の長径を有する炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数の割合、残部組織の面積率を測定した。結果を下記表３に示す。
〈評価〉
　得られた鋼板について、以下に説明する試験を実施して、各種特性を評価した。結果を下記表３に示す。
《引張試験》
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２１に準拠して実施した。
　具体的には、得られた鋼板から、鋼板の圧延方向に対して直角方向が長手方向となるように、ＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で、引張試験を実施して、降伏強さ（ＹＳ）［ＭＰａ］、引張強さ（ＴＳ）［ＭＰａ］及び全伸び（Ｅｌ）［％］を測定した。更に、降伏比（ＹＲ）（＝１００×ＹＳ／ＴＳ）［％］を算出した。引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である場合、高強度であると判断した。降伏比（ＹＲ）が６０％以上である場合、部品強度に優れると判断した。全伸び（Ｅｌ）が６．０％以上である場合、延性に優れると判断した。
《穴広げ試験》
　穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０２０に準拠して実施した。
　具体的には、得られた鋼板を剪断して、１００ｍｍ×１００ｍｍのサイズの試験片を採取した。採取した試験片に、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。その後、内径７５ｍｍのダイスを用いて、しわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界における穴直径Ｄｆ［ｍｍ］を測定した。初期の穴直径をＤ０［ｍｍ］として、下記の式（６）から、穴広げ率λ［％］を求めた。
式６：　λ＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　穴広げ率（λ）が３０％以上である場合、伸びフランジ性に優れると判断した。
《曲げ試験》
　曲げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２０２２に準拠して実施した。具体的には、得られた鋼板から、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。なお、試験片の長手方向の端面を研削端面とした。採取した試験片を用いて、押込み荷重１００ｋＮ、押付け保持時間５秒の条件で、９０°Ｖ曲げ試験を実施した。
　適当な曲げ半径Ｒで、５つの試験片について、曲げ試験を実施した。次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生の有無を確認した。
　亀裂発生の有無は、曲げ頂点の稜線部を、デジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００、ハイロックス社製）を用いて、４０倍の倍率で観察することにより、確認した。
　５つの試験片のいずれにも亀裂が発生しなかった最小の曲げ半径Ｒを求め、板厚ｔで割った値（Ｒ／ｔ）を限界曲げ半径とした。限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）が５．０以下の場合、曲げ性に優れると判断した。
《温間加工性》
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２１に準拠して実施した。
　具体的には、得られた鋼板から、鋼板の圧延方向に対して直角方向が長手方向となるように、ＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、室温及び２００℃においてクロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で、引張試験を実施して、降伏強さ（ＹＳ）［ＭＰａ］、引張強さ（ＴＳ）［ＭＰａ］、均一伸び（Ｕ－Ｅｌ）［％］、局部伸び（Ｌ－Ｅｌ）［％］を測定した。２００℃での引張試験に際しては、引張試験機に備え付けた炉内において２００℃で１０分保持を行ったのちに、引張試験を開始した。室温における引張試験により求めた均一伸び及び局部伸びを、それぞれＵ－ＥｌＲＴ、Ｌ－ＥｌＲＴとする。２００℃における引張試験により求めた均一伸び及び局部伸びを、Ｕ－Ｅｌ２００、Ｌ－Ｅｌ２００とした。Ｕ－Ｅｌ２００／Ｕ－ＥｌＲＴが１．１０以上かつＬ－Ｅｌ２００／Ｌ－ＥｌＲＴが１．３０以上である場合、温間加工性に優れると判断した。下記表１～表３中の下線は、本発明の適正範囲外を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表３に示すように、本発明例では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、部品強度、延性、伸びフランジ性、曲げ性及び温間加工性が優れている。一方、比較例では、部品強度、延性、伸びフランジ性、曲げ性及び温間加工性のいずれか一つ以上が劣っている。
　以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されない。

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：１．０００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下及び
    Ｏ：０．０１００％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    　板厚１／４位置において、
    　マルテンサイトの面積率が６０％以上であり、
    　フェライトの面積率が４０％以下であり、
    　残留オーステナイトの面積率が２０％以下であり、
    　前記マルテンサイトの格子定数ａＭ（ｎｍ）が、下記式１を満足する、鋼組織と、
    を有する、高強度鋼板。
    式１：１．００００５≦ａＭ／ａＲ≦１．００５００
    　式１において、ａＲ（ｎｍ）は前記高強度鋼板を５００℃にて３０分間熱処理した後の室温における前記マルテンサイトの格子定数である。
  2. 　炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数に対して、長径２００ｎｍ以上の炭化物を含むマルテンサイトブロックの個数が５０％以下である、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．２００％以下、
    Ｔａ：０．１０％以下、
    Ｗ：０．１０％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｎｉ：１．００％以下、
    Ｃｏ：０．０１０％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｃａ：０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０．１００％以下、
    Ｔｅ：０．１００％以下、
    Ｈｆ：０．１０％以下及び
    Ｂｉ：０．２００％以下
    からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　少なくとも片面にめっき層を有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の高強度鋼板を用いてなる、部材。
  6. 　自動車の骨格構造部品用または補強部品用である、請求項５に記載の部材。
  7. 　請求項１または３に記載の成分組成を有する鋼スラブに、平均のひずみ速度が１×１０－４／ｓ以上１×１０－１／ｓ以下にて総圧下率５０％以上の粗圧延を施して粗圧延板とし、該粗圧延板に仕上げ圧延を施して熱延板とし、
    　前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、
    　前記冷延板を８００℃以上の加熱温度に加熱し、Ｍｓ点以上７００℃以下の温度域Ｔ１における滞留時間ｔ１が１０００ｓ以下となる条件で冷却する、焼鈍を行い、
    　次いで、前記冷延板を、部分焼戻しパラメータＳ（μｍ２）が下記式２を満たす条件にてＭｓ点から５０℃以下まで冷却する部分焼戻しを行う、高強度鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-I000001
    　上式２～５において、
    　前記焼鈍後、前記冷延板の温度がＭｓ点に初めて到達した時間をｔ＝０（ｓ）と定め、ｔ＝ｔＥ（ｓ）は前記部分焼戻しが完了し、前記冷延板の温度が５０℃となった時間とする。
    　Ｔ（℃）は時間ｔ－１～ｔ（ｓ）における前記冷延板の平均温度とする。
    　Ｔｍｉｎ（℃）は時間０～ｔ（ｓ）における温度Ｔのうち最も低い温度とする。
    　Ｍｓ（℃）は、前記高強度鋼板のＭｓ点を指す。
  8. 　前記部分焼戻しにおいて、室温以上Ｍｓ点以下の冷却停止温度で冷却を停止し、次いで再加熱温度まで再加熱を行い、次いで５０℃以下まで冷却する、請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
  9. 　前記焼鈍において、さらに前記冷延板の少なくとも片面にめっき処理を施す、請求項７または８に記載の高強度鋼板の製造方法。
  10. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の高強度鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、部材の製造方法。
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