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WO2016021197A1 - 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2016021197A1
WO2016021197A1 PCT/JP2015/003948 JP2015003948W WO2016021197A1 WO 2016021197 A1 WO2016021197 A1 WO 2016021197A1 JP 2015003948 W JP2015003948 W JP 2015003948W WO 2016021197 A1 WO2016021197 A1 WO 2016021197A1
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WO
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less
steel sheet
mass
strength
temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/003948
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English (en)
French (fr)
Inventor
由康 川崎
松田　広志
和憲 田原
横田　毅
金晴 奥田
瀬戸　一洋
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
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Priority to EP15830679.5A priority patent/EP3178957B1/en
Priority to CN201580042269.9A priority patent/CN106574340B/zh
Priority to MX2017001688A priority patent/MX2017001688A/es
Priority to US15/326,811 priority patent/US10662496B2/en
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in formability suitable mainly for structural members of automobiles and a method for producing the same, and in particular, has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, and has excellent fatigue properties as well as ductility. Furthermore, the present invention seeks to obtain a high-strength steel plate that is excellent in surface properties and plate-passability.
  • TS tensile strength
  • the shape freezing property of steel sheets is significantly reduced by increasing the strength and thinning of the steel sheet.
  • the shape change after mold release is predicted in advance during press forming, and the shape change. It is widely practiced to design molds that allow for quantity.
  • this shape change amount is predicted based on the TS, if the TS of the steel plate varies, the deviation between the predicted shape change value and the actual shape change amount becomes large, and a shape defect is induced. become. And, the steel plates that have become defective in shape need to be reworked such as sheet metal processing one by one after press forming, so that mass production efficiency is remarkably reduced. Therefore, it is required that the variation in TS of the steel sheet be as small as possible.
  • the area ratio is 5% or more and 60% or less, the volume ratio of the retained austenite to the entire structure is 5% or more, and further has a structure that may contain bainite and / or martensite, and A high-strength steel sheet excellent in workability and shape freezing property, characterized in that the proportion of retained austenite that transforms into martensite by applying 2% strain in the retained austenite is 20 to 50% is disclosed. .
  • Patent Document 2 in mass%, C: 0.05% to 0.35%, Si: 0.05% to 2.00%, Mn: 0.8% to 3.0% P: 0.0010% or more and 0.1000% or less, S: 0.0005% or more and 0.0500% or less, Al: 0.01% or more and 2.00% or less, and the balance from Fe and inevitable impurities
  • a high-strength thin steel sheet excellent in elongation and hole expansibility characterized by being above is disclosed.
  • Patent Document 3 in mass%, C: more than 0.17% and 0.73% or less, Si: 3.0% or less, Mn: 0.5% or more and 3.0% or less, P: 0.1%
  • S: 0.07% or less, Al: 3.0% or less and N: 0.010% or less are satisfied, and Si + Al: 0.7% or more is satisfied, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the area ratio of martensite to the entire steel sheet structure is 10% to 90%, the amount of retained austenite is 5% to 50%, and the area ratio of bainitic ferrite in the upper bainite to the entire steel sheet structure is 5% or more, and 25% or more of the martensite is tempered martensite, the area ratio of the martensite to the whole steel sheet structure, the amount of the retained austenite, and the bay in the upper bainite.
  • the total area ratio of tick ferrite to the entire steel sheet structure is 65% or more, the area ratio of polygonal ferrite to the entire steel sheet structure is 10% or less, and the average C content in the retained austenite is 0.70% or more.
  • a high-strength steel sheet characterized by TS of 980 MPa or more is disclosed.
  • Patent Document 5 in mass%, C: 0.05% to 0.30%, Si: 0.01% to 2.50%, Mn: 0.5% to 3.5%, P : 0.003% to 0.100%, S: 0.02% or less, Al: 0.010% to 1.500%, Si + Al: 0.5% to 3.0% And having a composition composed of the balance Fe and inevitable impurities, containing 20% or more of ferrite by area ratio, 10% or more and 60% or less of tempered martensite, 0% or more and 10% of martensite, and retained austenite by volume ratio 3% to 10%, and has a workability characterized by having a metal structure in which the ratio m / f of Vickers hardness (m) of tempered martensite to Vickers hardness (f) of ferrite is 3.0 or less High strength steel sheet is disclosed .
  • Patent Document 6 in mass%, C: 0.03% to 0.15%, Si: 0.3% to 1.5%, Mn: 0.1% to 2.0%, P : 0.1% or less, Al: 0.005% or more and 0.1% or less, S: 0.005% or less, consisting of the balance iron and inevitable impurities, hard bainite phase and martensite in ferrite phase It contains a site phase, the ferrite crystal grain size is 4 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less, the ferrite Vickers hardness (Hv) is 140 or more and 180 or less, the bainite crystal grain size is 6 ⁇ m or less, and the bainite Vickers hardness (Hv) is 250.
  • a composite structure steel sheet which mean free path of the entire hard phase has excellent fatigue properties at 20 ⁇ m or less.
  • the high-strength steel sheet described in Patent Document 1 is excellent in workability and shape freezing property
  • the high-strength thin steel sheet described in Patent Document 2 is excellent in elongation and hole expandability.
  • the described high-strength steel sheets each disclose that the workability is particularly excellent in ductility and stretch flangeability, but none of them considers material stability, that is, variation in TS.
  • the high yield ratio high strength cold-rolled steel sheet described in Patent Document 4 is expensive because Mo and V, which are expensive elements, are used. Furthermore, the elongation (EL) of the steel sheet is as low as about 19%.
  • TS of 980 MPa or more shows TS ⁇ EL of about 24000 MPa ⁇ %, which is higher than general-purpose materials, but responds to the recent demand for steel sheets.
  • EL elongation
  • Patent Document 6 discloses that the fatigue characteristics are excellent, since the retained austenite is not utilized, the problem that the EL is low remains.
  • the present invention obtains a high-strength steel sheet that has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, is excellent not only in ductility but also in fatigue properties, and is excellent in surface properties and sheet-passability. It aims at providing the advantageous manufacturing method of a strength steel plate.
  • excellent ductility that is, EL (total elongation) means that EL ⁇ 34% in the TS: 780 MPa class, EL ⁇ 27% in the TS: 980 MPa class, and EL ⁇ 23% in the TS: 1180 MPa class.
  • the inventors have intensively studied to solve the above problems, and have found the following.
  • a slab having an appropriate composition After heating a slab having an appropriate composition to a predetermined temperature, it is hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet, and if necessary, the hot-rolled sheet is subjected to a heat treatment after the hot-rolling to soften the hot-rolled sheet. Thereafter, ferrite transformation and pearlite transformation are suppressed by cold speed control after the first annealing treatment in the austenite single phase region after cold rolling.
  • the present invention has been made based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. C: 0.08% to 0.35%, Si: 0.50% to 2.50%, Mn: 1.50% to 3.00%, P: 0.001% or more Containing 0.100% or less, S: 0.0001% or more and 0.0200% or less and N: 0.0005% or more and 0.0100% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities, In area ratio, ferrite is 20% to 50%, bainitic ferrite is 5% to 25%, martensite is 5% to 20%, and volume ratio is 10% or more of retained austenite.
  • the average grain size of the retained austenite is 2 ⁇ m or less,
  • the average amount of Mn (mass%) in the retained austenite is 1.2 times or more of the amount of Mn (mass%) in steel,
  • a high-strength steel sheet characterized by comprising:
  • the component composition is further mass%, Al: 0.01% to 1.00%, Ti: 0.005% to 0.100%, Nb: 0.005% to 0.100%, B : 0.0001% to 0.0050%, Cr: 0.05% to 1.00%, Cu: 0.05% to 1.00%, Sb: 0.0020% to 0.2000% Sn: 0.0020% to 0.2000%, Ta: 0.0010% to 0.1000%, Ca: 0.0003% to 0.0050%, Mg: 0.0003% to 0.0050 % Or less and REM: 0.0003% or more and 0.0050% or less,
  • the high-strength steel sheet according to 1 above which contains at least one element selected from the group consisting of 0.0003% and 0.0050%.
  • the steel slab having the component composition according to 1 or 2 is heated to 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, The steel slab is hot rolled into a steel plate at a finish rolling exit temperature of 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, Winding the steel sheet with an average winding temperature of 450 ° C. or higher and 700 ° C. or lower, The steel plate is subjected to pickling treatment, Thereafter, optionally, the steel sheet is held at a temperature not lower than 450 ° C.
  • the steel sheet is cold-rolled at a reduction ratio of 30% or more, Thereafter, a first annealing treatment is performed to heat the steel sheet to a temperature of 820 ° C. or higher and 950 ° C. or lower, Next, the steel sheet is cooled to a first cooling stop temperature below the Ms point under the condition that the average cooling rate up to 500 ° C. is 15 ° C./s or more, Thereafter, the steel sheet is subjected to a second annealing treatment for reheating the steel sheet to a temperature of 740 ° C. or higher and 840 ° C.
  • a method for producing a high-strength steel plate comprising producing the high-strength steel plate according to 1 or 2 above.
  • a method for producing a high-strength galvanized steel sheet comprising subjecting the high-strength steel sheet according to 1 or 2 to galvanizing treatment.
  • the present invention it is possible to effectively obtain a high-strength steel sheet having a TS of 780 MPa or more and excellent in not only ductility but also fatigue characteristics, and further excellent in surface properties and plate-through properties. Further, by applying the high-strength steel plate obtained according to the method of the present invention to, for example, an automobile structural member, the fuel efficiency can be improved by reducing the weight of the vehicle body, and the industrial utility value is extremely large.
  • the slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet is subjected to heat treatment after hot rolling to soften the hot-rolled sheet.
  • the cooling speed after the first annealing treatment in the austenite single phase region after cold rolling the ferrite transformation and the pearlite transformation are suppressed, and the structure before the second annealing is changed to a martensite single phase structure, bainite.
  • a single phase structure or a structure mainly composed of martensite and bainite is used.
  • the present invention actively utilizes the ferrite generated in the second annealing and cooling process, and finely disperses the retained austenite, thereby having a TS of 780 MPa or more and excellent fatigue properties as well as ductility. Furthermore, it is possible to obtain a high-strength steel plate that is excellent in surface properties and plate-through properties.
  • ferrite when the term “ferrite” is simply used, as in the case of the above-mentioned ferrite, acicular ferrite is mainly used, but polygonal ferrite or non-recrystallized ferrite may be included. However, in order to ensure good ductility, the non-recrystallized ferrite is preferably suppressed to 5% or less in terms of the area ratio relative to the ferrite.
  • C 0.08 mass% or more and 0.35 mass% or less
  • C is an element important for strengthening steel, and has a high solid solution strengthening ability.
  • it is an indispensable element for adjusting the area ratio and hardness of martensite. If the C content is less than 0.08% by mass, the required martensite area ratio is not obtained, and martensite is not hardened, so that sufficient strength of the steel sheet cannot be obtained.
  • the amount of C exceeds 0.35% by mass, there is a concern about the embrittlement or delayed fracture of the steel sheet. Accordingly, the C content is in the range of 0.08% by mass to 0.35% by mass, preferably 0.12% by mass to 0.30% by mass, more preferably 0.17% by mass to 0.26% by mass.
  • Si 0.50% by mass or more and 2.50% by mass or less
  • Si is an element effective for the decomposition of residual austenite to suppress the formation of carbides.
  • Si has a high solid-solution strengthening ability in ferrite, and also has the property of discharging solid solution C from ferrite to austenite to clean the ferrite and improve the ductility of the steel sheet.
  • Si dissolved in ferrite has an effect of improving work hardening ability and increasing the ductility of the ferrite itself. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.50% by mass or more of Si.
  • the Si amount is 0.50% by mass or more and 2.50% by mass or less, preferably 0.80% by mass or more and 2.00% by mass or less, more preferably 1.20% by mass or more and 1.80% by mass or less. .
  • Mn 1.50 mass% or more and 3.00 mass% or less Mn is effective for ensuring the strength of the steel sheet.
  • the hardenability is improved to facilitate complex organization.
  • Mn has an effect of suppressing the formation of pearlite and bainite during the cooling process, and facilitates transformation from austenite to martensite.
  • the amount of Mn needs to be 1.50% by mass or more.
  • the Mn content is 1.50 mass% or more and 3.00 mass% or less, preferably 1.50 mass% or more and less than 2.50 mass%, more preferably 1.80 mass% or more and 2.40 mass% or less. .
  • P 0.001% by mass or more and 0.100% by mass or less
  • P is an element that has a solid solution strengthening action and can be added according to a desired strength. In addition, it is an element effective for complex organization in order to promote ferrite transformation. In order to acquire such an effect, it is necessary to make P amount 0.001 mass% or more. On the other hand, if the amount of P exceeds 0.100% by mass, the weldability is deteriorated, and when alloying the galvanizing, the alloying speed is reduced to deteriorate the quality of the galvanizing. Therefore, the amount of P is 0.001% by mass or more and 0.100% by mass or less, preferably 0.005% by mass or more and 0.050% by mass or less.
  • S 0.0001 mass% or more and 0.0200 mass% or less S segregates at the grain boundary and embrittles the steel during hot working, and also exists as a sulfide and reduces local deformability. Therefore, the steel content needs to be 0.0200% by mass or less. On the other hand, the amount of S needs to be 0.0001% by mass or more due to restrictions on production technology. Therefore, the S content is 0.0001 mass% or more and 0.0200 mass% or less, preferably 0.0001 mass% or more and 0.0050 mass% or less.
  • N 0.0005 mass% or more and 0.0100 mass% or less
  • N is an element that deteriorates the aging resistance of steel.
  • the amount of N exceeds 0.0100% by mass, deterioration of aging resistance becomes remarkable, so the smaller the amount, the better.
  • the amount of N needs to be 0.0005% by mass or more due to restrictions on production technology. Therefore, the N amount is 0.0005 mass% or more and 0.0100 mass% or less, preferably 0.0005 mass% or more and 0.0070 mass% or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention further includes Al: 0.01% by mass to 1.00% by mass, Ti: 0.005% by mass to 0.100% by mass, Nb: 0.005 mass% or more and 0.100 mass% or less, B: 0.0001 mass% or more and 0.0050 mass% or less, Cr: 0.05 mass% or more and 1.00 mass% or less, Cu: 0.05 mass% 1.00% by mass or less, Sb: 0.0020% by mass to 0.2000% by mass, Sn: 0.0020% by mass to 0.2000% by mass, Ta: 0.0010% by mass to 0.1000% by mass % Or less, Ca: 0.0003 mass% or more and 0.0050 mass% or less, Mg: 0.0003 mass% or more and 0.0050 mass% or less, REM: 0.0003 mass% or more and 0.0050 mass% or less. At least One element is preferably contained alone or in combination. The balance of the component composition of the steel sheet is Fe and inevitable impurities.
  • Al 0.01% by mass or more and 1.00% by mass or less
  • Al is an element effective for generating ferrite and improving the balance between strength and ductility.
  • the Al amount needs to be 0.01% by mass or more.
  • the Al content is preferably 0.01% by mass or more and 1.00% by mass or less, and more preferably 0.03% by mass or more and 0.50% by mass or less.
  • Ti and Nb increase the strength by forming fine precipitates during hot rolling or annealing. In order to obtain such an effect, it is necessary to add 0.005% by mass or more of Ti and Nb, respectively. On the other hand, if the amount of Ti and the amount of Nb exceed 0.100% by mass, formability is deteriorated. Therefore, when adding Ti and Nb, the content is 0.005 mass% or more and 0.100 mass% or less, respectively.
  • B is an element effective for strengthening steel, and the effect of addition is obtained at 0.0001% by mass or more.
  • the B content is 0.0001 mass% or more and 0.0050 mass% or less, preferably 0.0005 mass% or more and 0.0030 mass% or less.
  • Cr and Cu not only serve as solid solution strengthening elements, but also stabilize austenite in the cooling process during annealing to facilitate complex organization.
  • the Cr content and the Cu content must each be 0.05% by mass or more.
  • both the Cr content and the Cu content exceed 1.00% by mass, the formability of the steel sheet is lowered. Therefore, when adding Cr and Cu, the content shall be 0.05 mass% or more and 1.00 mass% or less, respectively.
  • Sb and Sn are added as necessary from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitriding and oxidation of the steel sheet surface. This is because suppressing such nitriding and oxidation prevents the martensite generation amount on the steel sheet surface from decreasing and is effective in ensuring the strength and material stability of the steel sheet. On the other hand, if these elements are added excessively exceeding 0.2000 mass%, the toughness is reduced. Therefore, when adding Sb and Sn, let the content be in the range of 0.0020 mass% or more and 0.2000 mass% or less, respectively.
  • Ta like Ti and Nb, generates alloy carbide and alloy carbonitride and contributes to high strength. In addition, it partially dissolves in Nb carbide and Nb carbonitride to produce a composite precipitate such as (Nb, Ta) (C, N), and remarkably suppress the coarsening of the precipitate. And it is thought that suppression of the coarsening of a precipitate has the effect of stabilizing the contribution rate to the strength improvement of a steel plate. Therefore, it is preferable to contain Ta.
  • the effect of stabilizing the precipitate described above can be obtained by setting the content of Ta to 0.0010% by mass or more, but the effect of stabilizing the precipitate is saturated even if Ta is added excessively.
  • the alloy costs increase. Therefore, when Ta is added, the content is within the range of 0.0010% by mass to 0.1000% by mass.
  • Ca, Mg and REM are elements used for deoxidation. Further, it is an element effective for making the shape of sulfide spherical and improving the adverse effect of sulfide on local ductility and stretch flangeability. In order to obtain these effects, addition of 0.0003 mass% or more is necessary. On the other hand, when Ca, Mg and REM are added in excess exceeding 0.0050 mass%, inclusions and the like are increased to cause defects on the surface and inside. Therefore, when adding Ca, Mg, and REM, the content shall be 0.0003 mass% or more and 0.0050 mass% or less, respectively.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is composed of a composite structure in which retained austenite mainly responsible for ductility and martensite responsible for strength are dispersed in soft ferrite rich in ductility. And in order to ensure sufficient ductility and balance between strength and ductility, in the present invention, the area ratio of ferrite generated in the second annealing and cooling process needs to be 20% or more. On the other hand, in order to ensure the strength of the steel sheet, the area ratio of ferrite needs to be 50% or less.
  • Area ratio of bainitic ferrite 5% or more and 25% or less Bainitic ferrite is formed adjacent to ferrite and retained austenite. And since it has the effect of relieving the hardness difference between the ferrite and the retained austenite and suppressing the occurrence of fatigue cracks and crack propagation, good fatigue properties can be ensured. And in order to acquire the effect, it is necessary to make the area ratio of bainitic ferrite 5% or more. On the other hand, in order to ensure the strength of the steel sheet, the area ratio of bainitic ferrite needs to be 25% or less.
  • the bainitic ferrite in the present invention is a ferrite formed in a cooling and holding process at 550 ° C. or lower after annealing in a temperature range of 740 ° C. or higher and 840 ° C. or lower, and has a higher dislocation density than ordinary ferrite. It is ferrite.
  • area ratio of ferrite and bainitic ferrite is obtained by the following method. First, after the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate is polished, it is corroded with 3 vol.% Nital and corresponds to the plate thickness 1/4 position (1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface). 10 views are observed at a magnification of 2000 times using a scanning electron microscope (SEM). Next, using the obtained tissue image, the area ratio of each tissue (ferrite, bainitic ferrite) is calculated for 10 visual fields using Image-Pro of Media Cybernetics. The average of the area ratios of these 10 fields of view is defined as “area ratio of ferrite and bainitic ferrite”. In the above structure image, ferrite and bainitic ferrite have a gray structure (underground structure), and retained austenite and martensite have a white structure.
  • ferrite and bainitic ferrite are performed by EBSD (electron beam backscatter diffraction) measurement.
  • a crystal grain (phase) including a sub-grain boundary having a grain boundary angle of less than 15 ° is determined to be bainitic ferrite, and the area ratio is obtained to be the area ratio of bainitic ferrite.
  • the area ratio of ferrite is calculated by subtracting the area ratio of bainitic ferrite from the area ratio of the gray structure.
  • Martensite area ratio 5% or more and 20% or less
  • the martensite area ratio needs to be 5% or more.
  • the martensite area ratio needs to be 20% or less.
  • the martensite area ratio is preferably 15% or less.
  • the “martensite area ratio” is obtained by the following method. First, after polishing the L cross section of the steel plate, it corrodes with 3 vol.% Nital, and a plate thickness of 1/4 position (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) is 2000 using SEM. Observe 10 fields of view at double magnification.
  • the total area ratio of white martensite and residual austenite is calculated for 10 visual fields using Image-Pro. Then, the “martensite area ratio” can be obtained by subtracting the area ratio of retained austenite from the average value of these values.
  • martensite and retained austenite have a white structure.
  • the value of the volume ratio of the retained austenite shown below is used as the value of the area ratio of the retained austenite.
  • volume ratio of retained austenite 10% or more
  • the volume ratio of retained austenite in order to ensure good ductility and a balance between strength and ductility, the volume ratio of retained austenite needs to be 10% or more.
  • the volume ratio of retained austenite is preferably 12% or more. Further, the volume ratio of retained austenite is determined by diffracted X-ray intensity of the 1/4 thickness of the steel plate after polishing the steel plate to 1/4 of the thickness direction.
  • MoK ⁇ rays are used as incident X-rays, and ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ planes of the retained austenite have peak integrated intensities of ferrite ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ .
  • the intensity ratios of all 12 combinations with respect to the integrated intensity of the peak of the surface are obtained, and the average value thereof is taken as the volume ratio of retained austenite.
  • Average crystal grain size of retained austenite 2 ⁇ m or less Refinement of crystal grains of retained austenite contributes to improvement of ductility and material stability of the steel sheet. Therefore, in order to ensure good ductility and material stability, the average crystal grain size of retained austenite needs to be 2 ⁇ m or less. In order to ensure better ductility and material stability, the average crystal grain size of retained austenite is preferably 1.5 ⁇ m or less.
  • “average crystal grain size of retained austenite” is determined by the following method. First, a TEM (transmission electron microscope) is used to observe 20 fields of view at a magnification of 15000 times to obtain a tissue image.
  • the area of each residual austenite crystal grain in the structure image of 20 fields of view is calculated, the equivalent circle diameter is calculated, and the average of these values is determined to determine the “average crystal grain size of residual austenite”.
  • the visual field observation is performed by grinding from the front and back to 0.3 mm thickness so that the 1/4 thickness portion is the center of the thickness, and then performing electropolishing from the front and back to make a hole.
  • the portion where the peripheral plate thickness is thin is observed from the plate surface direction using TEM.
  • the average amount of Mn (mass%) in the retained austenite is 1.2 times or more the amount of Mn (mass%) in steel. In the present invention, this is an extremely important control factor. This is because the average amount of Mn (mass%) in the retained austenite is 1.2 times or more the amount of Mn (mass%) in the steel, and the structure before the second annealing is a martensite single phase structure, bainite. By using a single-phase structure or a structure in which martensite and bainite are mixed, carbides enriched with Mn are first precipitated in the temperature raising process of the second annealing.
  • the average Mn amount (mass%) of each phase was computed by analyzing with FE-EPMA (field emission type electron probe microanalyzer).
  • the average amount of Mn (mass%) in retained austenite is not particularly limited as long as it is 1.2 times or more the amount of Mn (mass%) in steel, but is preferably about 2.5 times.
  • Mean free path of retained austenite 1.2 ⁇ m or less In the present invention, this is a very important control factor. In the present invention, it is possible to suppress the occurrence of fatigue cracks and crack propagation by finely dispersing the retained austenite. However, in order to ensure better fatigue characteristics and the like, it is necessary to make the mean free path (L RA ) of retained austenite 1.2 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the mean free path of retained austenite is not particularly limited, but is preferably about 0.1 ⁇ m.
  • the mean free path (L RA ) of retained austenite is calculated by the following equation [Equation 1].
  • L RA Mean free path of retained austenite ( ⁇ m)
  • d RA Average crystal grain size ( ⁇ m) of retained austenite
  • f Area ratio (%) of retained austenite / 100
  • the microstructure according to the present invention may include carbides such as tempered martensite, pearlite, and cementite, and other structures known as steel sheet structures.
  • carbides such as tempered martensite, pearlite, and cementite
  • other structures such as these tempered martensite, are included in the range of 10% or less by area ratio, the effect of this invention is not impaired.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is a steel slab having the above-mentioned predetermined component composition heated to 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, and hot rolled at a finish rolling exit temperature of 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower. To do. Next, the steel sheet is wound at an average winding temperature of 450 ° C. or higher and 700 ° C. or lower, and the steel sheet is subjected to pickling treatment. After that, the steel sheet is optionally maintained at a temperature of 450 ° C. or higher and Ac 1 transformation point or lower for 900 s or higher and 36000 s or lower. To do.
  • the steel sheet is cold-rolled at a reduction ratio of 30% or more, and a first annealing treatment is performed in which the steel sheet is heated to a temperature of 820 ° C. or more and 950 ° C. or less. Subsequently, it cools to the 1st cooling stop temperature below Ms point on the conditions whose average cooling rate to 500 degreeC is 15 degrees C / s or more. Then, the 2nd annealing process which heats a steel plate to the temperature of 740 degreeC or more and 840 degrees C or less is given. Furthermore, the steel sheet is cooled to a temperature in the second cooling stop temperature range of 300 ° C. or more and 550 ° C.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention can be manufactured by subjecting the above-described high-strength steel sheet to a publicly known galvanizing treatment.
  • Steel slab heating temperature 1100 ° C or higher and 1300 ° C or lower
  • Precipitates present in the steel slab heating stage exist as coarse precipitates in the finally obtained steel sheet and do not contribute to strength. It is necessary to redissolve the deposited Ti and Nb-based precipitates.
  • the heating temperature of the steel slab is less than 1100 ° C., it is difficult to sufficiently dissolve the carbide, and problems such as an increased risk of trouble occurring during hot rolling due to an increase in rolling load arise.
  • the heating temperature of the steel slab exceeds 1300 ° C., the scale loss increases as the oxidation amount increases. Therefore, the heating temperature of the steel slab needs to be 1300 ° C. or lower. Therefore, the heating temperature of the slab is set to 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower. Preferably, it is 1150 degreeC or more and 1250 degrees C or less.
  • the steel slab is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macro segregation, but can also be manufactured by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • the conventional method of once cooling to room temperature, and heating again after that can be applied.
  • energy-saving processes such as direct feed rolling and direct rolling should be applied without problems, such as charging into a heating furnace as it is without cooling to room temperature, or rolling immediately after a little heat retention. Can do.
  • the slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions, but if the heating temperature is lowered, a bar heater or the like is used before finish rolling from the viewpoint of preventing problems during hot rolling. It is preferable to heat the sheet bar.
  • Finishing rolling exit temperature of hot rolling 800 ° C. or more and 1000 ° C. or less
  • the heated steel slab is hot rolled by rough rolling and finish rolling to become a hot rolled steel plate.
  • the finish rolling exit temperature exceeds 1000 ° C.
  • the amount of oxide (scale) generated increases rapidly, the interface between the base iron and the oxide becomes rough, and the surface quality after pickling and cold rolling is high. It tends to deteriorate.
  • the ductility and stretch flangeability are adversely affected.
  • the crystal grain size becomes excessively coarse, and the surface of the pressed product may be roughened during processing.
  • the finish rolling exit temperature is less than 800 ° C.
  • the rolling load increases and the rolling load increases.
  • the reduction rate of the austenite in an unrecrystallized state increases, an abnormal texture develops, and the in-plane anisotropy in the final product becomes significant.
  • the finish rolling outlet temperature of hot rolling is set in the range of 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • it is set as the range of 820 degreeC or more and 950 degrees C or less.
  • Average coiling temperature after hot rolling 450 ° C. or more and 700 ° C. or less If the average coiling temperature of the steel sheet after hot rolling exceeds 700 ° C., the crystal grain size of ferrite in the hot rolled sheet structure becomes large, and the final It becomes difficult to ensure the desired strength of the annealed plate. On the other hand, if the average coiling temperature after hot rolling is less than 450 ° C., the hot-rolled sheet strength increases, the rolling load in cold rolling increases, and the productivity decreases. Further, when the average winding temperature is less than 450 ° C., martensite is generated in the hot rolled sheet.
  • the average winding temperature after hot rolling needs to be 450 ° C. or higher and 700 ° C. or lower.
  • the temperature is 450 ° C. or higher and 650 ° C. or lower.
  • rough rolling sheets may be joined to each other during hot rolling to continuously perform finish rolling. Moreover, you may wind up a rough rolling board once.
  • part or all of the finish rolling may be lubricated rolling. Performing lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniform steel plate shape and uniform material. In addition, it is preferable to make the friction coefficient at the time of lubrication rolling into the range of 0.10 or more and 0.25 or less.
  • pickling can remove oxides on the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion properties and plating quality in the final high-strength steel sheet. Moreover, pickling may be performed once or may be divided into a plurality of times.
  • Heat treatment temperature and holding time after pickling treatment of hot-rolled sheet Hold at 900 s or more and 36000 s or less at 450 ° C. or more and Ac 1 transformation point or less
  • the heat treatment temperature is less than 450 ° C. or the heat treatment holding time is less than 900 s
  • Subsequent tempering is insufficient, resulting in a heterogeneous structure in which ferrite, bainite, and martensite are mixed. And under such a hot-rolled sheet structure, uniform refinement of the steel sheet structure becomes insufficient.
  • the ratio of coarse martensite increases in the structure of the final annealed plate, resulting in a non-uniform structure, and the hole expandability (stretch flangeability) and material stability of the final annealed plate may decrease.
  • productivity may be adversely affected.
  • the heat treatment temperature is higher than the Ac 1 transformation point, a coarse and hardened two-phase structure of ferrite and martensite or pearlite is formed, and the structure becomes non-uniform before cold rolling.
  • the heat treatment temperature after hot-rolled plate pickling treatment should be 450 ° C. or more and Ac 1 transformation point or less, and the holding time should be 900 s or more and 36000 s or less.
  • the rolling reduction during cold rolling needs to be 30% or more. Preferably, it is 40% or more.
  • count of a rolling pass and the rolling reduction for every pass the effect of this invention can be acquired, without being specifically limited.
  • the upper limit of the rolling reduction is not particularly limited, but is about 80% that is industrially practical.
  • first annealing treatment 820 ° C. or more and 950 ° C. or less
  • this heat treatment is a heat treatment in a two-phase region of ferrite and austenite. It contains a lot of ferrite (polygonal ferrite) generated in the two-phase region. As a result, a desired amount of fine retained austenite is not generated, and it becomes difficult to ensure a good balance between strength and ductility.
  • the holding time for the first annealing treatment is not particularly limited, but is preferably in the range of 10 s to 1000 s.
  • Average cooling rate to 500 ° C after the first annealing treatment 15 ° C / s or more
  • the average cooling rate to 500 ° C after the first annealing treatment is less than 15 ° C / s, ferrite and pearlite are generated during cooling. Therefore, in the structure before the second annealing, a structure mainly composed of a low temperature transformation phase (bainite or martensite) cannot be obtained. As a result, since a desired amount of fine retained austenite is not finally produced, it is difficult to ensure a good balance between strength and ductility. Moreover, the material stability of a steel plate will also be impaired.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is industrially possible up to about 80 ° C./s.
  • the first annealing process finally cools to the first cooling stop temperature below the Ms point.
  • the structure before the second annealing treatment is a martensite single phase structure, a bainite single phase structure, or a structure mainly composed of martensite and bainite.
  • many non-polygonal ferrites and bainitic ferrites are generated which have a grain boundary shape generated at 600 ° C. or lower.
  • an appropriate amount of fine retained austenite can be ensured, and good ductility can be ensured.
  • Second annealing treatment 740 ° C. or higher and 840 ° C. or lower
  • the second annealing temperature is lower than 740 ° C.
  • sufficient austenite volume fraction cannot be secured during annealing, and finally the desired martensite area And the volume ratio of retained austenite are not ensured. For this reason, it is difficult to ensure strength and secure a balance between good strength and ductility.
  • the annealing temperature for the second time exceeds 840 ° C., the temperature range of the austenite single phase is reached, so that a desired amount of fine retained austenite is not finally produced. As a result, it becomes difficult to ensure a good balance between strength and ductility.
  • the holding time of the second annealing treatment is not particularly limited, but is preferably 10 s or more and 1000 s or less.
  • the average cooling rate up to the temperature of the second cooling stop temperature range of 300 ° C. or more and 550 ° C. or less: 1 ° C./s or more and 10 ° C./s or less is an extremely important control factor in the present invention. This is because productivity is impaired when the average cooling rate up to the temperature in the second cooling stop temperature range of 300 ° C. or more and 550 ° C. or less is less than 1 ° C./s. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 10 ° C./s, ferrite produced during cooling cannot be sufficiently secured, and the balance between ductility, strength and ductility, and fatigue characteristics of the steel sheet are deteriorated.
  • the cooling in this case is preferably furnace cooling or gas cooling in which slow cooling control is easy.
  • Holding time in the second cooling stop temperature region (300 ° C. or more and 550 ° C. or less) of the second annealing treatment 10 s or more
  • the time for the C concentration to austenite to proceed becomes insufficient, and it becomes difficult to finally secure a desired volume ratio of retained austenite.
  • the holding time in the second cooling stop temperature region is 10 s or more, and preferably 600 s or less.
  • the cooling after the holding does not need to be specified, and may be cooled to a desired temperature by any method.
  • the desired temperature is preferably about room temperature.
  • the steel plate once lowered to room temperature can be further subjected to the third annealing treatment.
  • the third annealing treatment is lower than 100 ° C., the temper softening of martensite becomes insufficient, and it may be difficult to ensure better local ductility.
  • the third annealing treatment exceeds 300 ° C., the retained austenite is decomposed, and it may be difficult to finally secure a desired volume ratio of retained austenite. Therefore, the temperature when the third annealing treatment is performed is preferably 100 ° C. or more and 300 ° C. or less.
  • the holding time of the third annealing treatment is not particularly limited, but is preferably 10 s or more and 36000 s or less.
  • the steel plate subjected to the annealing treatment is immersed in a galvanizing bath at 440 ° C. or higher and 500 ° C. or lower to perform hot dip galvanizing treatment, followed by gas wiping.
  • the amount of plating adhesion is adjusted by, for example.
  • the galvanizing alloying treatment is performed in the temperature range of 470 ° C. or more and 600 ° C. or less after the hot dip galvanizing treatment.
  • the reduction ratio of skin pass rolling after heat treatment is preferably in the range of 0.1% to 1.0%. If it is less than 0.1%, the effect is small and control is difficult, so this is the lower limit of the good range. Moreover, since productivity will fall remarkably when it exceeds 1.0%, this is made the upper limit of a favorable range.
  • ⁇ ⁇ ⁇ Skin pass rolling may be performed online or offline. Further, a skin pass having a desired reduction rate may be performed at once, or may be performed in several steps.
  • Other production method conditions are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, the series of treatments such as annealing, hot dip galvanization, galvanizing alloying treatment, etc. are performed by CGL (Continuous Galvanizing). Line). After hot dip galvanization, wiping is possible to adjust the amount of plating.
  • conditions, such as plating other than the above-mentioned conditions can depend on the conventional method of hot dip galvanization.
  • the steel sheet was subjected to annealing treatment twice or three times under the conditions shown in Table 2 to obtain a high-strength cold-rolled steel sheet (CR). Furthermore, some high-strength cold-rolled steel sheets (CR) were galvanized to obtain hot-dip galvanized steel sheets (GI), galvannealed steel sheets (GA), electrogalvanized steel sheets (EG), and the like.
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • GA galvannealed steel sheets
  • EG electrogalvanized steel sheets
  • the hot dip galvanizing bath a zinc bath containing Al: 0.19% by mass was used in GI, and a zinc bath containing Al: 0.14% by mass was used in GA, and the bath temperature was 465 ° C.
  • the plating adhesion amount was 45 g / m 2 per side (double-sided plating), and GA had an Fe concentration in the plating layer of 9% by mass to 12% by mass.
  • Ac 1 transformation point (°C) was determined using the following equation.
  • Ac 1 transformation point (° C.) 751-16 ⁇ (% C) + 11 ⁇ (% Si) ⁇ 28 ⁇ (% Mn) ⁇ 5.5 ⁇ (% Cu) + 13 ⁇ (% Cr)
  • (% X) indicates the content (mass%) of element X in steel.
  • Ms point (degreeC) was calculated
  • Ms point (° C.) 550-361 ⁇ (% C) ⁇ 0.01 ⁇ [A fraction (%) immediately after annealing in the second annealing treatment] ⁇ 69 ⁇ [Mn amount in residual austenite (%)] ⁇ 20 ⁇ (% Cr) -10 ⁇ (% Cu) + 30 ⁇ (% Al)
  • (% X) indicates the content (mass%) of element X in steel.
  • the A fraction (%) immediately after annealing in the second annealing treatment is water quenching immediately after annealing in the second annealing treatment (from 740 ° C.
  • the area ratio of the martensite of the structure was defined.
  • the area ratio of martensite can be obtained by the method described above.
  • the Mn content (%) in the retained austenite in the above formula is the average Mn content (mass%) in the retained austenite for the final high-strength steel sheet.
  • Hot rolling plateability was judged as poor when the risk of trouble during hot rolling increased due to an increase in rolling load.
  • the plateability of cold rolling was judged to be poor when the risk of trouble occurrence during cold rolling due to an increase in rolling load increased.
  • the surface properties of the cold-rolled steel sheet defects such as bubbles and segregation in the surface layer of the slab could not be scaled off, and cracks and irregularities on the steel sheet surface increased and a smooth steel sheet surface could not be obtained.
  • the amount of oxide (scale) generated increases rapidly, the interface between the base iron and the oxide becomes rough, the surface quality after pickling and cold rolling deteriorates, and the hot-rolled scale remains after pickling. Such a case is judged as defective.
  • the high-strength steel sheet of the invention example has a TS of 780 MPa or more, is excellent in ductility and fatigue properties, has a high balance between strength and ductility, and is excellent in surface properties and plate-through properties.
  • the comparative example is inferior in any one or more of threading properties, productivity, strength, ductility, fatigue characteristics, balance between strength and ductility, surface properties and sheeting properties.

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Abstract

　本発明に従い、所定の成分組成を有し、鋼組織を、面積率で、フェライト：２０％以上５０％以下、ベイニティックフェライト：５％以上２５％以下、マルテンサイト：５％以上２０％以下とし、体積率で、残留オーステナイト：１０％以上とし、　上記残留オーステナイトの平均結晶粒径を２μｍ以下として、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)を鋼中のＭｎ量(質量％)の１．２倍以上とし、加えて、上記残留オーステナイトの平均自由行程を１．２μm以下とすることによって、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性と疲労特性に優れ、高い強度と延性のバランスを有し、かつ表面性状や通板性にも優れる高強度鋼板を得ることができる。

Description

高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明は、主に自動車の構造部材に好適な成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関し、特に、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性のみならず疲労特性に優れ、さらに、表面性状や通板性に優れる高強度鋼板を得ようとするものである。
　近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、引張強度（ＴＳ）を７８０ＭＰａ以上としつつ、その板厚は薄い高強度鋼板を、自動車構造部材に適用する動きが積極的に進められている。
　加えて、最近では、９８０ＭＰａ級、１１８０ＭＰａ級のＴＳを有する極めて強度の高い高強度鋼板の適用も検討されている。
　しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は成形性の低下を招くため、高強度と優れた成形性とを両立させることは難しく、高強度と優れた成形性を併せ持つ鋼板が望まれていた。
　また、鋼板は、鋼板の高強度化、薄肉化によって、その形状凍結性が著しく低下するが、これに対応するため、プレス成形時に、予め離型後の形状変化を予測して、その形状変化量を見込んだ金型を設計することが広く行われている。
　しかしながら、この形状変化量はＴＳに基づいて予測されるため、鋼板のＴＳがばらつくと、予測された形状変化値と実際の形状変化量とのズレが大きくなってしまい、形状不良を誘発することになる。そして、この形状不良となった鋼板は、プレス成形後に、一個一個の形状を板金加工する等の手直しが必要となって、量産効率を著しく低下させることとなる。そのため、鋼板のＴＳのバラツキは可能な限り小さくすることが要求されている。
　そして、この要求に対し、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．６０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有するとともに、焼戻しマルテンサイトの全組織に対しての面積率が１５％以上、フェライトの全組織に対しての面積率が５％以上６０％以下、残留オーステナイトの全組織に対しての体積率が５％以上、さらにベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含有してもよい組織を有し、かつ、前記残留オーステナイトのうち、２％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が２０～５０％であることを特徴とする加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板が開示されている。
　また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．０５％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．８％以上３．０％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．１０００％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．０５００％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を持ち、金属組織はフェライトまたはベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを主体とし、残留オーステナイトを３％以上３０％以下含む鋼板において、前記オーステナイトがフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトと接する相界面において、前記オーステナイトの中心濃度Ｃｇｃとオーステナイト粒の粒界の濃度ＣｇｂがＣｇｂ/Ｃｇｃ＞１．３を満たす範囲にあるオーステナイト粒が５０％以上あることを特徴とする伸びと穴広げ性に優れた高強度薄鋼板が開示されている。
　特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１７％超０．７３％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：３．０％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有し、かつＳｉ＋Ａｌ：０．７％以上を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板組織として、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以上９０％以下、残留オーステナイトの量が５％以上５０％以下、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が５％以上であり、前記マルテンサイトのうち２５％以上が焼戻しマルテンサイトであり、前記マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率、前記残留オーステナイトの量および前記上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率の合計が６５％以上、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以下を満足し、かつ前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．７０％以上であって、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板が開示されている。
　特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０６％超０．２４％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｍｏ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｖ：０．１５超１．２０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量が、０．８≦(C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)｝≦１．５を満足する成分組成を有し、フェライトが面積比率で９５％以上であり、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出するとともに、該Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物は、原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、ＶがＶ/(Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ)≧０．３を満たす平均組成を有することを特徴とするＴＳが９８０ＭＰa以上の高降伏比高強度冷延鋼板が開示されている。
　特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．５％以下、Ｐ：０．００３％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０％以上１．５００％以下を含有し、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５％以上３．０％以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率でフェライトを２０％以上、焼戻しマルテンサイトを１０％以上６０％以下、マルテンサイトを０％以上１０％含み、体積率で残留オーステナイトを３％以上１０％含み、焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比ｍ/ｆが３．０以下である金属組織を有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板が開示されている。
　特許文献６には、質量％で、Ｃ：０.０３％以上０.１５％以下、Ｓｉ：０．３％以上1．５％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、フェライト相中に硬質のベイナイト相とマルテンサイト相を含有し、フェライトの結晶粒径が４μｍ以上１５μｍ以下、フェライトのビッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０以上１８０以下、ベイナイトの結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイトのビッカース硬さ（Ｈｖ）が２５０以上４００以下、マルテンサイトの結晶粒径が６μｍ以下、マルテンサイトのビッカース硬さ（Ｈｖ）が４００以上７００以下である３相複合組織からなり、更に、硬質相全体の体積率が５％以上４０％以下であり、硬質相全体の平均自由行程が２０μｍ以下である疲労特性に優れる複合組織鋼板が開示されている。
特開２００４－２１８０２５号公報 特開２０１１－１９５９５６号公報 特開２０１０－９０４７５号公報 特開２００８－１７４８０２号公報 特開２０１０－２７５６２７号公報 特許第３２３１２０４号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の高強度鋼板では、加工性および形状凍結性に優れることを、特許文献２に記載の高強度薄鋼板では、伸びと穴拡げ性に優れることを、特許文献３に記載の高強度鋼板では、加工性のなかでも、とりわけ延性と伸びフランジ性に優れることを、それぞれ開示しているが、いずれも材質安定性、すなわちＴＳのバラツキについて考慮されていない。
　特許文献４に記載の高降伏比高強度冷延鋼板では、高価な元素であるＭｏ、Ｖを用いているため、コスト高である。さらに、当該鋼板の伸び（ＥＬ）は１９％程度と低い。
　特許文献５に記載の高強度鋼板では、例えば９８０ＭＰａ以上のＴＳで、ＴＳ×ＥＬが２４０００ＭＰａ・％程度を示していて、汎用材と比較すれば高位ではあるものの、最近の鋼板に対する要求に応えるにはまだまだ鋼板の伸び（ＥＬ）は不十分である。
　特許文献６に記載の技術は、疲労特性に優れることを開示しているが、残留オーステナイトを活用していないため、ＥＬが低いという問題が残っている。
　本発明は、かかる現状に鑑み、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有しつつ、延性のみならず疲労特性に優れ、さらに、表面性状や通板性に優れる高強度鋼板を得ると共に、その高強度鋼板の有利な製造方法を提供することを目的とする。
　なお、本発明において、延性すなわちＥＬ（全伸び）に優れるとは、ＴＳ：７８０ＭＰａ級ではＥＬ≧３４％、ＴＳ：９８０ＭＰａ級ではＥＬ≧２７％、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級ではＥＬ≧２３％とする。また、疲労特性に優れるとは、疲労限強度≧４００ＭＰａ、耐久比≧０．４０の場合とする。
　発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
　適正な組成のスラブを所定温度に加熱したのち、熱間圧延を施して熱延板を得て、必要に応じて、熱延後に熱延板に熱処理を施して熱延板を軟質化させる。その後、冷間圧延後のオーステナイト単相域での１回目焼鈍処理後の冷速制御で、フェライト変態およびパーライト変態を抑制する。
　上記冷速制御によって、２回目焼鈍前の組織をマルテンサイト単相組織、ベイナイト単相組織、またはマルテンサイトとベイナイトとを主体とする組織とすることにより、最終的に微細な残留オーステナイトとベイニティックフェライトを適正量、鋼組織に含ませる。
　さらに、２回目焼鈍および冷却過程に生成されるフェライトを積極活用し、残留オーステナイトを微細分散させることによって、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、延性のみならず疲労特性に優れ、さらには表面性状や通板性に優れる高強度鋼板の製造が可能となった。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．００％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下およびＮ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
　面積率で、フェライトが２０％以上５０％以下、ベイニティックフェライトが５％以上２５％以下、マルテンサイトが５％以上２０％以下であって、体積率で、残留オーステナイトが１０％以上であり、
　上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下であって、
　上記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)が鋼中のＭｎ量(質量％)の１．２倍以上であり、
　上記残留オーステナイトの平均自由行程が１．２μm以下である鋼組織と、
を有することを特徴とする高強度鋼板。
２．前記成分組成がさらに、質量％で、Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｓｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記１に記載の高強度鋼板。
３．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、
　仕上げ圧延出側温度を８００℃以上１０００℃以下として前記鋼スラブを熱間圧延して鋼板とし、
　平均巻き取り温度を４５０℃以上７００℃以下として前記鋼板を巻き取り、
　前記鋼板に酸洗処理を施し、
　その後、任意に、前記鋼板を４５０℃以上Ａｃ1変態点以下の温度で９００ｓ以上３６０００ｓ以下の間保持し、
　その後、前記鋼板を圧下率：３０％以上で冷間圧延し、
　その後、前記鋼板を８２０℃以上９５０℃以下の温度に加熱する１回目の焼鈍処理を行い、
　次いで、前記鋼板を、５００℃までの平均冷却速度が１５℃/s以上の条件で、Ｍｓ点以下の第１冷却停止温度まで冷却し、
　　その後、前記鋼板を７４０℃以上８４０℃以下の温度に再加熱する２回目の焼鈍処理を行い、
　その後、１℃/s以上１０℃/s以下の平均冷却速度で、３００℃以上５５０℃以下の第２冷却停止温度域の温度まで冷却し、
　前記鋼板を前記第２冷却停止温度域で１０ｓ以上の間保持して、
　前記１または２に記載の高強度鋼板を製造することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
４．前記２回目の焼鈍処理の第２冷却停止温度域で１０ｓ以上の間保持したのち、さらに１００℃以上３００℃以下の温度で３回目の焼鈍処理を施すことを特徴とする前記３に記載の高強度鋼板の製造方法。
５．前記１または２に記載の高強度鋼板に、亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、延性のみならず疲労特性に優れ、さらには表面性状や通板性に優れる高強度鋼板を効果的に得ることができる。また、本発明の方法に従って得られた高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
　以下、本発明の一実施形態を具体的に説明する。
　本発明は、スラブを所定温度に加熱したのち、このスラブを熱間圧延して熱延板を得る。次いで、必要に応じて、熱延後に熱延板に熱処理を施して熱延板を軟質化させる。その後、冷間圧延後のオーステナイト単相域での１回目焼鈍処理後に冷速制御を行うことで、フェライト変態およびパーライト変態を抑制し、２回目焼鈍前の組織を、マルテンサイト単相組織、ベイナイト単相組織、またはマルテンサイトとベイナイトとを主体とする組織とする。そして、最終的には微細な残留オーステナイトとベイニティックフェライトを適正量、鋼組織に含ませる。
　すなわち、本発明は、２回目の焼鈍および冷却過程で生成されるフェライトを積極活用し、残留オーステナイトを微細分散させることによって、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有しつつ、延性のみならず疲労特性に優れ、さらには表面性状や通板性に優れる高強度鋼板を得ることができる。
　なお、本発明では、上記フェライトのように、単にフェライトと言った場合は、アシキュラーフェライトを主体とするが、ポリゴナルフェライトや、未再結晶フェライトを含んでも良い。しかし、良好な延性の確保のため、未再結晶フェライトは、上記フェライトに対する面積率で５％以下に抑制することが好ましい。
　まず、本発明における鋼の成分組成の適正範囲およびその限定理由を以下に示す。
Ｃ：０．０８質量％以上０．３５質量％以下
　Ｃは、鋼を強化するにあたり重要な元素であって、高い固溶強化能を有する。マルテンサイトによる組織強化を利用する場合などは、マルテンサイトの面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。
　ここに、Ｃ量が０．０８質量％未満では、必要なマルテンサイトの面積率が得られずに、マルテンサイトが硬質化しないため、鋼板の十分な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．３５質量％を超えると、鋼板の脆化や遅れ破壊の懸念が生じる。
　従って、Ｃ量は０．０８質量％以上０．３５質量％以下、好ましくは０．１２質量％以上０．３０質量％以下、より好ましくは０．１７質量％以上０．２６質量％以下の範囲とする。
Ｓｉ：０．５０質量％以上２．５０質量％以下
　Ｓｉは、残留オーステナイトが分解して炭化物の生成を抑制するのに有効な元素である。さらに、Ｓｉは、フェライト中で高い固溶強化能を有するとともに、フェライトからオーステナイトに固溶Ｃを排出させてフェライトを清浄化し、鋼板の延性を向上させる性質を有する。また、フェライトに固溶したＳｉは、加工硬化能を向上させて、フェライト自身の延性を高める効果がある。こうした効果を得るには、Ｓｉ量を０．５０質量％以上含有する必要がある。
　一方、Ｓｉ量が２．５０質量％を超えると、異常組織が発達し、鋼板の延性と材質安定性が低下する。従って、Ｓｉ量は０．５０質量％以上２．５０質量％以下、好ましくは０．８０質量％以上２．００質量％以下、より好ましくは１．２０質量％以上１．８０質量％以下とする。
Ｍｎ：１．５０質量％以上３．００質量％以下
　Ｍｎは、鋼板の強度確保のために有効である。また、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にする。同時に、Ｍｎは、冷却過程でのパーライトやベイナイトの生成を抑制する作用があり、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を容易にする。こうした効果を得るには、Ｍｎ量を１．５０質量％以上にする必要がある。
　一方、Ｍｎ量が３．００質量％を超えると、板厚方向のＭｎ偏析が顕著となって、材質安定性の低下を招く。従って、Ｍｎ量は１．５０質量％以上３．００質量％以下、好ましくは１．５０質量％以上２．５０質量％未満、より好ましくは１．８０質量％以上２．４０質量％以下とする。
Ｐ：０．００１質量％以上０．１００質量％以下
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる元素である。また、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｐ量を０．００１質量％以上にする必要がある。
　一方、Ｐ量が０．１００質量％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させて亜鉛めっきの品質を損なう。従って、Ｐ量は０．００１質量％以上０．１００質量％以下、好ましくは０．００５質量％以上０．０５０質量％以下とする。
Ｓ：０．０００１質量％以上０．０２００質量％以下
　Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、鋼中含有量は０．０２００質量％以下とする必要がある。
　一方、生産技術上の制約からは、Ｓ量を０．０００１質量％以上にする必要がある。従って、Ｓ量は０．０００１質量％以上０．０２００質量％以下、好ましくは０．０００１質量％以上０．００５０質量％以下とする。
Ｎ：０．０００５質量％以上０．０１００質量％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１００質量％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となるため、その量は少ないほど好ましい。
　一方、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．０００５質量％以上にする必要がある。従って、Ｎ量は０．０００５質量％以上０．０１００質量％以下、好ましくは０．０００５質量％以上０．００７０質量％以下とする。
　本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、Ａｌ：０．０１質量％以上１．００質量％以下、Ｔｉ：０．００５質量％以上０．１００質量％以下、Ｎｂ：０．００５質量％以上０．１００質量％以下、Ｂ：０．０００１質量％以上０．００５０質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上１．００質量％以下、Ｃｕ：０．０５質量％以上１．００質量％以下、Ｓｂ：０．００２０質量％以上０．２０００質量％以下、Ｓｎ：０．００２０質量％以上０．２０００質量％以下、Ｔａ：０．００１０質量％以上０．１０００質量％以下、Ｃａ：０．０００３質量％以上０．００５０質量％以下、Ｍｇ：０．０００３質量％以上０．００５０質量％以下、ＲＥＭ：０．０００３質量％以上０．００５０質量％以下から選ばれる少なくとも１種の元素が、単独で、あるいは組み合わせて含有されることが好ましい。なお、鋼板の成分組成の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
Ａｌ：０．０１質量％以上１．００質量％以下
　Ａｌは、フェライトを生成させ、強度と延性のバランスを向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１質量％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が１．００質量％を超えると、表面性状の劣化を招く。従って、Ａｌ量は０．０１質量％以上１．００質量％以下が好ましく、より好ましくは０．０３質量％以上０．５０質量％以下である。
　ＴｉおよびＮｂは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に微細な析出物を形成して強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｔｉ量およびＮｂ量は、それぞれ０．００５質量％以上添加する必要がある。一方、Ｔｉ量およびＮｂ量が、それぞれ０．１００質量％を超えると、成形性が低下する。従って、ＴｉおよびＮｂを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．００５質量％以上０．１００質量％以下とする。
　Ｂは、鋼の強化に有効な元素であり、その添加効果は、０．０００１％質量以上で得られる。一方、Ｂは０．００５０質量％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイトの面積率が過大となって、著しい強度上昇による延性の低下の懸念が生じる。従って、Ｂ量は０．０００１質量％以上０．００５０質量％以下、好ましくは０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下とする。
　ＣｒおよびＣｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイトを安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Ｃｒ量およびＣｕ量は、それぞれ０．０５質量％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ量も、Ｃｕ量も１．００質量％を超えると、鋼板の成形性が低下する。従って、ＣｒおよびＣｕを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０５質量％以上１．００質量％以下とする。
　ＳｂおよびＳｎは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。このような窒化や酸化を抑制すると、鋼板表面におけるマルテンサイトの生成量が減少するのを防止して、鋼板の強度や材質安定性の確保に有効だからである。一方で、これらの元素については、０．２０００質量％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。従って、ＳｂおよびＳｎを添加する場合、その含有量は、それぞれ０．００２０質量％以上０．２０００質量％以下の範囲内とする。
　Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制する。そして、析出物の粗大化の抑制は、鋼板の強度向上への寄与率を安定化させる効果があると考えられる。そのため、Ｔａを含有することが好ましい。
　ここで、前述の析出物安定化の効果は、Ｔａの含有量を０．００１０質量％以上とすることで得られる一方で、Ｔａを過剰に添加しても、析出物安定化効果が飽和する上に、合金コストが増加する。従って、Ｔａを添加する場合、その含有量は、０．００１０質量％以上０．１０００質量％以下の範囲内とする。
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、脱酸に用いる元素である。また、硫化物の形状を球状化し、局部延性および伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。これらの効果を得るためには、それぞれ０．０００３質量％以上の添加が必要である。一方、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、０．００５０質量％を超えて過剰に添加すると、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こす。
　従って、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０００３質量％以上０．００５０質量％以下とする。
　次に、ミクロ組織について説明する。
フェライトの面積率：２０％以上５０％以下
　本発明において、極めて重要な制御因子である。本発明の高強度鋼板は、延性に富む軟質なフェライト中に、主として延性を担う残留オーステナイトと強度を担うマルテンサイトとを分散させた複合組織からなる。そして、十分な延性および強度と延性のバランスの確保するために、本発明では、２回目の焼鈍および冷却過程に生成するフェライトの面積率を２０％以上にする必要がある。一方、鋼板の強度確保のため、フェライトの面積率を５０％以下にする必要がある。
ベイニティックフェライトの面積率：５％以上２５％以下
　ベイニティックフェライトは、フェライトと残留オーステナイトに隣接して生成する。そして、前記フェライトと前記残留オーステナイトとの硬度差を緩和して、疲労亀裂の発生や亀裂伝播を抑制する効果があるため、良好な疲労特性を確保することができる。そして、その効果を得るためには、ベイニティックフェライトの面積率を５％以上にする必要がある。一方、鋼板の強度確保のため、ベイニティックフェライトの面積率を２５％以下にする必要がある。
　本発明におけるベイニティックフェライトとは、７４０℃以上８４０℃以下の温度域での焼鈍後の５５０℃以下の冷却および保持過程で生成するフェライトであり、通常のフェライトと比較して転位密度の高いフェライトのことである。
　また、「フェライトとベイニティックフェライトの面積率」は、以下の方法で求める。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３vol.％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。ついで、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織（フェライト、ベイニティックフェライト）の面積率を１０視野分算出する。これら１０視野の面積率の平均を、「フェライトとベイニティックフェライトの面積率」とする。なお、上記の組織画像において、フェライトおよびベイニティックフェライトは灰色の組織（下地組織）、残留オーステナイトおよびマルテンサイトは白色の組織をそれぞれ呈している。
　さらに、フェライトとベイニティックフェライトの識別は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）測定により行う。粒界角度が１５°未満の亜粒界を含む結晶粒（相）をベイニティックフェライトと判断し、その面積率を求めて、ベイニティックフェライトの面積率とする。フェライトの面積率は、上記灰色の組織の面積率からベイニティックフェライトの面積率を引くことにより算出する。
マルテンサイトの面積率：５％以上２０％以下
　本発明では、鋼板の強度確保のため、マルテンサイトの面積率を５％以上にする必要がある。一方、鋼板の良好な延性を確保するためには、マルテンサイトの面積率を２０％以下にする必要がある。また、より良好な延性および伸びフランジ性を確保するため、マルテンサイトの面積率は１５％以下であることが好ましい。
　なお、「マルテンサイトの面積率」は、以下の方法で求める。まず、鋼板のＬ断面を研磨後、３vol.％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭを用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。ついで、得られた組織画像を用いて、前記Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて白色を呈しているマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率を１０視野分算出する。そして、それらの値の平均値から、残留オーステナイトの面積率を引くことによって、「マルテンサイトの面積率」を求めることができる。また、上記の組織画像において、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは白色の組織を呈している。ここで、残留オーステナイトの面積率の値には、以下に示す残留オーステナイトの体積率の値を用いる。
残留オーステナイトの体積率：１０％以上
　本発明では、良好な延性および強度と延性のバランスを確保するため、残留オーステナイトの体積率を１０％以上にする必要がある。より良好な延性および強度と延性のバランスを確保するために、残留オーステナイトの体積率は１２％以上であることが好ましい。
　また、残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求める。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイトの｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面のピークの積分強度の、フェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度に対する、１２通り全ての組み合わせの強度比を求め、これら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平均結晶粒径：２μm以下
　残留オーステナイトの結晶粒の微細化は、鋼板の延性および材質安定性の向上に寄与する。そのため、良好な延性および材質安定性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を２μｍ以下にする必要がある。より良好な延性および材質安定性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を１．５μｍ以下とすることが好ましい。
　なお、本発明では、「残留オーステナイトの平均結晶粒径」は以下の方法で求める。まず、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用い、１５０００倍の倍率で２０視野観察して組織画像を得る。前記Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて２０視野の組織画像中の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、それらの値を平均して「残留オーステナイトの平均結晶粒径」を求める。ここで、上記視野観察は、板厚1/4の部分が板厚中心となるように、表裏から研削を行い、0.3mm厚とし、次いで、表裏から電解研磨を行い、穴を開け、この穴周辺の板厚が薄い部分について、板面方向からＴＥＭを用いて観察したものである。
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)が鋼中のＭｎ量(質量％)の１．２倍以上
　本発明において、極めて重要な制御因子である。
　というのは、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)を鋼中のＭｎ量(質量％)の１．２倍以上とし、さらに、２回目の焼鈍前組織を、マルテンサイト単相組織、ベイナイト単相組織、またはマルテンサイトとベイナイトが混在した組織とすることで、２回目焼鈍の昇温過程では、まずＭｎが濃化した炭化物が析出する。そして、この炭化物が逆変態によるオーステナイトの核となり、最終的に微細な残留オーステナイトが均一分散した組織が得られ、材質安定性が向上する。
　なお、FE-EPMA（電界放出型電子プローブマイクロアナライザ）で分析することにより、各相の平均Ｍｎ量(質量％)を算出した。
　また、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)は、鋼中のＭｎ量(質量％)の１．２倍以上であれば、特に上限の制限はないが、２．５倍程度が好ましい。
残留オーステナイトの平均自由行程：１．２μm以下
　本発明において、極めて重要な制御因子である。本発明では、残留オーステナイトを微細分散させることによって、疲労亀裂の発生や亀裂伝播を抑制することが可能である。しかしながら、より良好な疲労特性等を確保するためには、残留オーステナイトの平均自由行程（ＬRA）を１．２μm以下にする必要がある。
　また、残留オーステナイトの平均自由行程の下限に特に制限はないが、０．１μｍ程度が好ましい。
　なお、残留オーステナイトの平均自由行程（ＬRA）は、下式〔数１〕により算出する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 ＬRA：残留オーステナイトの平均自由行程（μｍ）
ｄRA：残留オーステナイトの平均結晶粒径（μｍ）
ｆ：残留オーステナイトの面積率（％）÷１００
　また、本発明に従うミクロ組織には、フェライトとベイニティックフェライトとマルテンサイトと残留オーステナイト以外に、焼戻しマルテンサイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物やその他鋼板の組織として公知のものを含んでも良い。なお、これら焼戻しマルテンサイト等のその他の組織は、面積率で１０％以下の範囲であれば、含まれていても、本発明の効果が損なわれることはない。
　次に、製造方法について説明する。
　本発明の高強度鋼板は、上述した所定の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度を８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延して鋼板とする。
　次いで、平均巻き取り温度を４５０℃以上７００℃以下で巻き取り、鋼板に酸洗処理を施し、その後、任意に、鋼板を４５０℃以上Ａｃ1変態点以下の温度で９００s以上３６０００ｓ以下の間保持する。その後、必要に応じて、酸洗処理を施し、鋼板を圧下率：３０％以上で冷間圧延し、８２０℃以上９５０℃以下の温度に加熱する１回目の焼鈍処理を行う。
　次いで、５００℃までの平均冷却速度を１５℃/s以上の条件で、Ｍｓ点以下の第１冷却停止温度まで冷却する。
　引き続き、鋼板を７４０℃以上８４０℃以下の温度に加熱する２回目の焼鈍処理を施す。さらに、１℃/s以上１０℃/s以下の平均冷却速度で、鋼板を３００℃以上５５０℃以下の第２冷却停止温度域の温度まで冷却し、該第２冷却停止温度域で１０ｓ以上保持する。
　さらに本発明では、後述するように、前記第２冷却停止温度域での保持後、さらに前記鋼板を１００℃以上３００℃以下の温度に加熱する３回目の焼鈍処理を行うこともできる。
　また、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、上述した高強度鋼板に、公知公用の亜鉛めっき処理を施すことにより製造することができる。
鋼スラブの加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
　鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させる必要がある。
　ここに、鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な溶解が困難であって、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する必要性もある。従って、本発明の鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大してしまう。そのため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にする必要がある。従って、スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とする。好ましくは、１１５０℃以上１２５０℃以下である。
　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のが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、本発明では、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法が適用できる。さらに、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延するなどの、直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用することができる。また、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低目にした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
熱間圧延の仕上げ圧延出側温度: ８００℃以上１０００℃以下
　加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性や伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。
　一方、仕上げ圧延出側温度が８００℃未満では、圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなる。また、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなって、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となる。その結果、材質の均一性や材質安定性が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。
　従って、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を８００℃以上１０００℃以下の範囲にする必要がある。好ましくは８２０℃以上９５０℃以下の範囲とする。
熱間圧延後の平均巻き取り温度：４５０℃以上７００℃以下
　熱間圧延後の鋼板の平均巻き取り温度が７００℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなって、最終焼鈍板の所望の強度確保が困難となる。一方、熱間圧延後の平均巻き取り温度が４５０℃未満では、熱延板強度が上昇して、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、平均巻き取り温度が４５０℃未満では、熱延板にマルテンサイトが生成する。そして、マルテンサイトを主体とする硬質な熱延板に冷間圧延を施すと、マルテンサイトの旧オーステナイト粒界に沿った微小な内部割れ(脆性割れ)が生じやすく、最終焼鈍板の延性が低下する。従って、熱間圧延後の平均巻き取り温度を４５０℃以上７００℃以下にする必要がある。好ましくは４５０℃以上６５０℃以下とする。
　なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
　このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。
熱延板の酸洗処理後の熱処理温度と保持時間：４５０℃以上Ａｃ1変態点以下で９００ｓ以上３６０００ｓ以下保持
　熱処理温度が４５０℃未満または熱処理保持時間が９００ｓ未満の場合は、鋼板の熱延後の焼戻しが不十分で、フェライトや、ベイナイト、マルテンサイトが混在した不均一な組織となる。そして、かかる熱延板組織の下では、鋼板組織の均一微細化が不十分となる。その結果、最終焼鈍板の組織において、粗大なマルテンサイトの割合が増加し、不均一な組織となって、最終焼鈍板の穴広げ性（伸びフランジ性）および材質安定性が低下する場合がある。
　一方、熱処理保持時間が３６０００ｓ超の場合には、生産性に悪影響を及ぼす場合がある。また、熱処理温度がＡｃ1変態点超の場合は、フェライトとマルテンサイトまたはパーライトの不均一かつ硬質化した粗大な２相組織となって、冷間圧延前に不均一な組織となる。その結果、最終焼鈍板の粗大なマルテンサイトの割合が増加して、やはり最終焼鈍板の穴広げ性（伸びフランジ性）および材質安定性が低下する場合がある。
　従って、熱延板酸洗処理後の熱処理温度は４５０℃以上Ａｃ1変態点以下とし、保持時間は９００ｓ以上３６０００ｓ以下とする必要がある。
冷間圧延時の圧下率:３０％以上
　圧下率が３０％に満たない場合には、引き続く焼鈍時において、オーステナイトへの逆変態の核となる粒界や転位の単位体積あたりの総数が減少し、上述した最終のミクロ組織を得ることが困難になる。そして、ミクロ組織に不均一が生じると、鋼板の延性は低下する。
　したがって、冷間圧延時の圧下率は３０％以上にする必要がある。好ましくは、４０％以上とする。なお、圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については、とくに限定されることなく本発明の効果を得ることができる。また、上記圧下率の上限に特に限定はないが、工業上、実用的な８０％程度である。
１回目の焼鈍処理の温度：８２０℃以上９５０℃以下
　１回目の焼鈍温度が８２０℃未満の場合、この熱処理はフェライトとオーステナイトの２相域での熱処理になるため、最終組織にフェライトとオーステナイトの２相域で生成したフェライト（ポリゴナルフェライト）を多く含むことになる。その結果、微細な残留オーステナイトが所望量生成されずに、良好な強度と延性のバランスの確保が困難となる。一方、１回目の焼鈍温度が９５０℃を超えた場合、焼鈍中のオーステナイトの結晶粒が粗大化して、最終的に微細な残留オーステナイトが生成されずに、やはり良好な強度と延性のバランスの確保が困難となり、生産性が低下する。
　なお、１回目の焼鈍処理の保持時間は、特に限定はしないが１０ｓ以上１０００ｓ以下の範囲が好ましい。
１回目の焼鈍処理後の５００℃までの平均冷却速度：１５℃/s以上
　１回目の焼鈍処理後の５００℃までの平均冷却速度が１５℃/s未満では、冷却中にフェライトおよびパーライトが生成されるため、２回目の焼鈍前組織において、低温変態相（ベイナイトもしくはマルテンサイト）を主体とした組織が得られない。その結果、最終的に微細な残留オーステナイトが所望量生成されないため、良好な強度と延性のバランスの確保が困難となる。また、鋼板の材質安定性が損なわれることにもなる。なお、上記平均冷却速度の上限に特に限定は無いが、工業的に可能なのは、８０℃/s程度までである。
Ｍｓ点以下の第１冷却停止温度まで冷却
　１回目の焼鈍処理は、最終的に、Ｍｓ点以下の第１冷却停止温度まで冷却する。
　２回目の焼鈍処理前の組織を、マルテンサイト単相組織、ベイナイト単相組織、またはマルテンサイトとベイナイトを主体とした組織とするためである。それにより、２回目の焼鈍後の冷却および保持過程において、６００℃以下で生成する粒界形状が歪な、ポリゴナルでないフェライトおよびベイニティックフェライトが多く生成される。その結果、微細な残留オーステナイトの適正量の確保が可能となり、良好な延性の確保が可能になる。
２回目の焼鈍処理の温度：７４０℃以上８４０℃以下
　２回目の焼鈍温度が７４０℃未満の場合は、焼鈍中に十分なオーステナイトの体積率を確保できず、最終的に所望のマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの体積率が確保されない。そのため、強度確保と、良好な強度と延性のバランスの確保とが困難となる。一方、２回目の焼鈍温度が８４０℃を超えた場合は、オーステナイト単相の温度域になるため、最終的に微細な残留オーステナイトが所望量生成されない。その結果、やはり良好な強度と延性のバランスの確保が困難となる。また、フェライトとオーステナイトの２相域での熱処理とは異なるため、拡散によるＭｎ分配が殆ど生じない。その結果、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)は、鋼中のＭｎ量(質量％)の１．２倍以上にならず、所望の安定な残留オーステナイトの体積率の確保が困難となる。なお、２回目の焼鈍処理の保持時間は、特に限定はしないが、１０ｓ以上１０００ｓ以下が好ましい。
３００℃以上５５０℃以下の第２冷却停止温度域の温度までの平均冷却速度：１℃/s以上１０℃/s以下
　本発明において、極めて重要な制御因子である。というのは、３００℃以上５５０℃以下の第２冷却停止温度域の温度までの平均冷却速度が１℃/s未満では、生産性が損なわれる。一方で、当該平均冷却速度が１０℃/sを超えると、冷却中に生成するフェライトを十分に確保できずに、鋼板の延性および強度と延性のバランスおよび疲労特性が低下するからである。なお、この場合の冷却は、徐冷の制御が容易な炉冷やガス冷却が好ましい。
２回目の焼鈍処理の第２冷却停止温度域（３００℃以上５５０℃以下）での保持時間：１０ｓ以上
　上記第２冷却停止温度域（３００℃以上５５０℃以下）での保持時間が１０ｓ未満では、オーステナイトへのＣ濃化が進行する時間が不十分となって、最終的に所望の残留オーステナイトの体積率の確保が困難になる。一方、６００ｓを超えて滞留した場合、残留オーステナイトの体積率は増加せずに、延性の顕著な向上は確認されず飽和傾向となるため、６００ｓ以下が好ましい。
　従って、上記第２冷却停止温度域での保持時間は１０ｓ以上とし、６００ｓ以下が好ましい。なお、保持後の冷却はとくに規定する必要がなく、任意の方法により所望の温度に冷却してよい。なお、上記所望の温度は、室温程度が望ましい。
３回目の焼鈍処理の温度：１００℃以上３００℃以下
　本発明では、一旦室温まで下がった鋼板に、さらに３回目の焼鈍処理を行うことができる。
　３回目の焼鈍処理が１００℃より低い場合、マルテンサイトの焼戻し軟質化が不十分となって、より良好な局部延性の確保が困難となるおそれがある。一方、３回目の焼鈍処理が３００℃を超えると、残留オーステナイトが分解して、最終的に所望の残留オーステナイトの体積率の確保が困難となるおそれがある。従って、３回目の焼鈍処理を行う場合の温度は１００℃以上３００℃以下が好ましい。なお、３回目の焼鈍処理の保持時間は、特に限定はしないが、１０ｓ以上３６０００ｓ以下が好ましい。
亜鉛めっき処理を施すこと
　溶融亜鉛めっき処理を施すときは、前記焼鈍処理を施した鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０質量％以上０．２２質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、所望の残留オーステナイトの体積率を確保できず、延性が低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。また、電気亜鉛めっき処理を施してもよい。
　熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１％以上１．０％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、１．０％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。
　スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるCGL（Continuous Galvanizing Line）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを、表２に示した条件で加熱して熱間圧延して、鋼板を得た。その後、当該鋼板に酸洗処理を施した。その後、表２に示したNo.１～１８、２０、２１、２４、２６、２８、３０、３１、３３～３８、４０、４２～５４は１回の熱延板熱処理を施し、さらに、その中から、 No. ２８、３０、３１、３３～３８、４０、４２は熱延板熱処理後に酸洗処理を施した。
　次いで、表２に示した条件で鋼板を冷間圧延した後、表２に示した条件で鋼板に２回または３回の焼鈍処理を施し、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。
　さらに、一部の高強度冷延鋼板（ＣＲ）に亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）などを得た。溶融亜鉛めっき浴はＧＩでは、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６５℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ/ｍ2（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。
　なお、Ａｃ1変態点（℃）は、以下の式を用いて求めた。
Ａｃ1変態点（℃）＝７５１－１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）－２８×（％Ｍｎ）－５．５×（％Ｃｕ）＋１３×（％Ｃｒ）
　但し、（％Ｘ）は、元素Ｘの鋼中含有量（質量％）を示す。
　なお、Ｍｓ点（℃）は、以下の式を用いて求め、表３に示した。
Ｍｓ点（℃）＝５５０－３６１×（％Ｃ）×０．０１×［２回目焼鈍処理の焼鈍直後のＡ分率（％）］－６９×［残留オーステナイト中Ｍｎ量（％）］－２０×（％Ｃｒ）－１０×（％Ｃｕ）＋３０×（％Ａｌ）
　但し、（％Ｘ）は、元素Ｘの鋼中含有量（質量％）を示す。
　ここで云う２回目焼鈍処理の焼鈍直後のＡ分率（％）は、２回目の焼鈍処理（７４０℃以上８４０℃以下）の焼鈍直後に水焼入れ（室温までの平均冷却速度：８００℃/ｓ以上）を行い、その組織のマルテンサイトの面積率として定義した。なお、マルテンサイトの面積率は前述した手法により求めることができる。
　なお、上記式中の残留オーステナイト中Ｍｎ量（％）は、最終の高強度鋼板についての残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた高強度冷延鋼板（ＣＲ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）などの引張試験と疲労試験を行った。
　引張試験は、引張試験片の長手が鋼板の圧延方向と垂直（Ｃ方向）になるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）、ＥＬ（全伸び）を測定した。なお、本発明では、ＴＳ：７８０ＭＰａ級ではＥＬ≧３４％、ＴＳ：９８０ＭＰａ級ではＥＬ≧２７％、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級ではＥＬ≧２３％、そしてＴＳ×ＥＬ≧２７０００ＭＰａ・％の場合を良好と判断した。
　疲労試験は、疲労試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにサンプルを採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２７５（１９７８年）に準拠し、平面曲げ疲労試験を両振り（応力比－１）、周波数：２０Ｈｚの条件で行った。両振り平面曲げ疲労試験において、１０7サイクルまで破断が認められなかった応力を測定し、この応力を疲労限強度とした。また、疲労限強度を引張強度ＴＳで除した値（耐久比）を算出した。なお、本発明では、疲労限強度≧４００ＭＰａ、耐久比≧０．４０の場合を疲労特性が良好と判断した。
　熱間圧延の通板性は、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する場合を不良と判断した。
　冷間圧延の通板性は、圧延荷重の増大による冷間圧延時のトラブル発生の危険が増大する場合と不良と判断した。
　冷延鋼板の表面性状については、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフできずに、鋼板表面の亀裂、凹凸が増大し、平滑な鋼板表面が得られない場合を不良と判断した。また、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する場合や酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在する場合を不良と判断した。
　生産性は、（１）熱延板の形状不良が発生し、（２）次工程に進むために熱延板の形状矯正が必要であるときや、（３）焼鈍処理の保持時間が長いとき、（４）オーステンパー保持時間（２回目の焼鈍処理の冷却停止温度域での保持時間）が長いときなどのリードタイムコストに応じて、（１）～（４）のいずれにも該当しない場合を「高」、（４）にのみ該当する場合を「中」、（１）～（３）のいずれかに該当する場合を「不良」と判断した。
　以上の評価結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　発明例の高強度鋼板は、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、延性と疲労特性に優れ、高い強度と延性のバランスを有し、かつ表面性状や通板性にも優れている。一方、比較例では、通板性、生産性、強度、延性、疲労特性、強度と延性のバランス、表面性状や通板性のいずれか一つ以上が劣っている。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．００％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下およびＮ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　面積率で、フェライトが２０％以上５０％以下、ベイニティックフェライトが５％以上２５％以下、マルテンサイトが５％以上２０％以下であって、体積率で、残留オーステナイトが１０％以上であり、
    　上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下であって、
    　上記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)が鋼中のＭｎ量(質量％)の１．２倍以上であり、
    　上記残留オーステナイトの平均自由行程が１．２μm以下である鋼組織と、
    を有することを特徴とする高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成がさらに、質量％で、Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｓｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、
    　仕上げ圧延出側温度を８００℃以上１０００℃以下として前記鋼スラブを熱間圧延して鋼板とし、
    　平均巻き取り温度を４５０℃以上７００℃以下として前記鋼板を巻き取り、
    　前記鋼板に酸洗処理を施し、
    　その後、任意に、前記鋼板を４５０℃以上Ａｃ1変態点以下の温度で９００ｓ以上３６０００ｓ以下の間保持し、
    　その後、前記鋼板を圧下率：３０％以上で冷間圧延し、
    　その後、前記鋼板を８２０℃以上９５０℃以下の温度に加熱する１回目の焼鈍処理を行い、
    　次いで、前記鋼板を、５００℃までの平均冷却速度が１５℃/s以上の条件で、Ｍｓ点以下の第１冷却停止温度まで冷却し、
    　　その後、前記鋼板を７４０℃以上８４０℃以下の温度に再加熱する２回目の焼鈍処理を行い、
    　その後、１℃/s以上１０℃/s以下の平均冷却速度で、３００℃以上５５０℃以下の第２冷却停止温度域の温度まで冷却し、
    　前記鋼板を前記第２冷却停止温度域で１０ｓ以上の間保持して、
    　請求項１または２に記載の高強度鋼板を製造することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
  4. 　前記２回目の焼鈍処理の第２冷却停止温度域で１０ｓ以上の間保持したのち、さらに１００℃以上３００℃以下の温度で３回目の焼鈍処理を施すことを特徴とする請求項３に記載の高強度鋼板の製造方法。
  5. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板に、亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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