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WO2020184154A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2020184154A1
WO2020184154A1 PCT/JP2020/007200 JP2020007200W WO2020184154A1 WO 2020184154 A1 WO2020184154 A1 WO 2020184154A1 JP 2020007200 W JP2020007200 W JP 2020007200W WO 2020184154 A1 WO2020184154 A1 WO 2020184154A1
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WO
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less
steel sheet
temperature
rolling
rolled
Prior art date
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PCT/JP2020/007200
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French (fr)
Inventor
秀和 南
田中　裕二
横田　毅
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Publication date
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Priority to MX2021010854A priority patent/MX2021010854A/es
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    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
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    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • Excellent formability is required for high-strength steel sheets used for reinforcing parts and skeletal structural parts of automobiles.
  • a part such as a crash box has a punched end face and a bent portion
  • a steel plate having high ductility, stretch flangeability, and bendability is preferable from the viewpoint of moldability.
  • high-strength steel sheets used for reinforcing parts and skeletal structural parts of automobiles are required to be able to manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • it is important to control the yield ratio (YR yield strength YS / tensile strength TS) of the steel sheet within a certain range.
  • yield ratio (YR) of the steel sheet By controlling the yield ratio (YR) of the steel sheet within a certain range, it is possible to suppress springback after forming the steel sheet and improve the dimensional accuracy at the time of forming. Further, by increasing the yield ratio (YR) of the steel sheet, the impact absorption energy of the component at the time of collision can be increased.
  • Patent Document 1 in terms of body integration rate, it contains 40% or more of ferrite and 5% or more of tempered martensite, and is the ratio of the hardness of ferrite (DHTF) to the hardness of martensite (DHTM).
  • DHTF hardness of ferrite
  • DHTM hardness of martensite
  • tempered martensite 3.0% or more
  • ferrite 4.0% or more
  • body integration rate at a position where the depth from the surface of the steel plate is 1/4 of the thickness of the steel plate.
  • it has a structure represented by retained austenite: 5.0% or more, and the average hardness of tempered martensite in the base metal is 5 GPa to 10 GPa, and a part of tempered martensite and retained austenite in the base metal.
  • MA body integration ratio of ferrite in the decarburized ferrite layer is the volume of ferrite of the base material at the position where the depth from the surface of the steel plate is 1/4 of the thickness of the steel plate.
  • the fraction is 120% or more, the average particle size of ferrite in the decarburized ferrite layer is 20 ⁇ m or less, the thickness of the decarburized ferrite layer is 5 ⁇ m to 200 ⁇ m, and the tempered martensite in the decarburized ferrite layer.
  • the body integration ratio is 1.0% by volume or more, the number density of tempered martensite in the decarburized ferrite layer is 0.01 / ⁇ m 2 or more, and the average hardness of tempered martensite in the decarburized ferrite layer.
  • LME Liquid Metal Embrittlement
  • Patent Document 1 does not study bendability and LME resistance. Further, in Patent Document 2, the hole expandability and the LME resistance are not studied. As described above, there is no steel sheet that comprehensively satisfies strength, ductility, stretch flangeability, bendability and LME resistance, and can manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and has excellent ductility, stretch flangeability, bendability and LME resistance, and can manufacture parts with high dimensional accuracy, and has a high tensile strength of 980 MPa or more.
  • An object of the present invention is to provide a steel plate and a method for manufacturing the same.
  • being able to manufacture a part with high dimensional accuracy means that YR is 50% or more and 80% or less.
  • YR is calculated by the following equation (1).
  • YR YS / TS ... (1)
  • excellent ductility means that the value of total elongation (El), which is an index of ductility, is 20% or more.
  • excellent stretch flangeability means that the value of the hole expansion ratio ( ⁇ ), which is an index of stretch flangeability, is 20% or more.
  • excellent bendability means that a bending test was performed by the V-block method with a bending angle of 90 °, and the ridgeline of the bending apex was observed with a microscope of 40 times, and cracks with a crack length of 200 ⁇ m or more were observed. It means that the value (R / t) obtained by dividing the minimum bending radius (R) that disappears by the plate thickness (t) is 2.0 or less.
  • the fractured portion of the test piece after the high temperature tensile test described in the examples was cut so that the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the tensile direction of the test piece became the observation surface.
  • the plate thickness t By observing the cross section of the plate thickness, the plate thickness t at a position 400 ⁇ m away from the tip of the tensile fracture is obtained.
  • the plate thickness reduction amount obtained by substituting the plate thickness t into the following equation (2) is 0.20 or more, it is judged that the LME resistance characteristics are excellent.
  • Plate thickness reduction rate (t 0- t) / t 0 ...
  • t 0 is the initial plate thickness of the tensile test piece with a notch before the tensile test
  • t is the plate thickness at a position 400 ⁇ m away from the tip of the tensile break toward the grip portion. For example, in the L cross section of the fractured portion shown in FIG. 1, t is determined as shown. If the value of the plate thickness reduction rate is large, that is, if it breaks after a large constriction occurs during the tensile test, it is judged that the LME resistance is excellent.
  • the present inventors have obtained the following findings as a result of repeated diligent studies in order to achieve the above-mentioned problems.
  • the structure is mainly composed of ferrite, which is a soft phase, and the hard phase bainite ferrite, bainite, tempered martensite and hardened martensite, and retained austenite are dispersed in the structure to form a member. It is possible to realize a high-strength steel plate having a tensile strength of 980 MPa or more, which is excellent in dimensional accuracy and ductility.
  • (2) By setting the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet to 0.80 mass ppm or less, a high-strength steel sheet having excellent stretch flangeability can be realized.
  • the present invention has been made based on the above findings. That is, the gist structure of the present invention is as follows. [1] By mass% C: 0.120% or more and 0.250% or less, Si: 0.80% or more and 2.00% or less, Mn: 1.50% or more and 2.45% or less, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.010% or more and 1.000% or less, N: 0.0100% or less, Mo: 0.500% or less, Cr: 0.300% or less, It contains Ca: 0.0200% or less and Sb: 0.200% or less, and Mn eq obtained from the following formula (1) satisfies the relationship of 2.40% or more and 3.40% or less, and the balance is Fe and It has a component composition consisting of unavoidable impurities and Ferrite area ratio is 15% or more and 55% or less, The area ratio of the hard phase is 40% or more and 85% or less, Volume fraction of retained austenite is 4% or more
  • Mn eq 0.26 ⁇ [% Si] + [% Mn] + 3.5 ⁇ [% P] + 2.68 ⁇ [% Mo] + 1.29 ⁇ [% Cr] ...
  • [% X] in the formula (1) represents the content (mass%) of the element X in the steel, and if it is not contained, it is set to 0.
  • the component composition is further increased by mass%.
  • a steel slab having the component composition according to the above [1] or [3] is hot-rolled to obtain a hot-rolled plate.
  • the hot-rolled plate is pickled and washed.
  • the reduction rate of the final pass of cold rolling is 1% or more and 5% or less, and the reduction rate of the pass immediately before the final pass is 5% or more and 30% or less.
  • Cold rolled to make a cold rolled plate the cold rolled plate is heated to a heating temperature of 740 ° C. or higher and 880 ° C. or lower in an atmosphere having a dew point of ⁇ 35 ° C. or higher, and then an average cooling rate from the heating temperature to 500 ° C.
  • a method for producing a high-strength steel sheet in which the cold-rolled sheet is reheated to a reheating temperature of (cooling stop temperature + 50 ° C.) or more and 500 ° C. or less, and held at the reheating temperature for 10 seconds or more.
  • the cold rolled sheet is heated to a heating temperature of 830 ° C. or higher, and the average cooling rate from the heating temperature to 500 ° C. is 5 ° C./s or higher.
  • the cold-rolled sheet is cooled to 50 ° C. or lower, rolled at an elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less, and then the annealing step is performed.
  • a high-strength steel plate having a tensile strength of 980 MPa or more, which is excellent in ductility, stretch flangeability, bendability and LME resistance, and capable of manufacturing parts with high dimensional accuracy, and a method for manufacturing the same. be able to.
  • C 0.120% or more and 0.250% or less C produces a predetermined amount of bainitic ferrite, bainite, tempered martensite and hardened martensite, which are hard phases, and retained austenite to set TS to 980 MPa or more. Moreover, it is an effective element for obtaining excellent dimensional accuracy during molding. If the C content is less than 0.120%, the area fraction of the hard phase and the volume fraction of retained austenite decrease, and the area fraction of ferrite increases, making it difficult to set the TS to 980 MPa or more, and also. Ductility is also reduced.
  • the content of C is 0.120% or more and 0.250% or less.
  • the content of C is preferably 0.140% or more, more preferably 0.150% or more.
  • the C content is preferably 0.230% or less, more preferably 0.220% or less.
  • Si 0.80% or more and 2.00% or less Si is an element that affects the volume fraction of retained austenite and the carbon concentration in retained austenite by suppressing the formation of carbides during annealing and promoting the formation of retained austenite. Is. Further, by reducing the Si content, the frequency of corresponding grain boundaries on the surface layer of the steel sheet can be reduced, and the LME resistance characteristics can be improved. If the Si content is less than 0.80%, the volume fraction of retained austenite decreases and the ductility decreases. On the other hand, when the Si content exceeds 2.00%, the carbon concentration in the retained austenite increases excessively, and the hardness of martensite produced from the retained austenite during punching greatly increases.
  • the Si content is set to 0.80% or more and 2.00% or less.
  • the Si content is preferably 0.90% or more, more preferably 1.00% or more.
  • the Si content is preferably 1.80% or less, more preferably 1.70% or less.
  • Mn 1.50% or more and 2.45% or less
  • Mn is one of the important basic components of steel, and particularly in the present invention, it is an important element that affects the area ratio of the hard phase. If the Mn content is less than 1.50%, the area ratio of the hard phase decreases and the area ratio of ferrite increases, making it difficult to set the TS to 980 MPa or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.45%, the area ratio of the hard phase increases, and the dimensional accuracy and ductility during molding decrease. Therefore, the Mn content is 1.50% or more and 2.45% or less.
  • the Mn content is preferably 1.70% or more, more preferably 1.80% or more.
  • the Mn content is preferably 2.40% or less, more preferably 2.30% or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has a solid solution strengthening effect and can increase the strength of the steel sheet.
  • the content of P is set to 0.001% or more.
  • the P content exceeds 0.100%, it segregates at the old austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries, so that the amount of voids generated after punching increases and the stretch flangeability decreases. In addition, the bendability is also reduced. Therefore, the content of P is set to 0.001% or more and 0.100% or less.
  • the content of P is preferably 0.002% or more, more preferably 0.003% or more.
  • the P content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.030% or less.
  • S 0.0200% or less S exists as a sulfide in the steel, and when the content exceeds 0.0200%, the ultimate deformability of the steel sheet is lowered. As a result, the amount of voids generated after punching increases, and the stretch flangeability decreases. In addition, the bendability is also reduced. Therefore, the S content should be 0.0200% or less. Although the lower limit of the S content is not particularly specified, the S content is preferably 0.0001% or more due to restrictions in production technology. The S content is preferably 0.0040% or less.
  • Al 0.010% or more and 1.000% or less
  • Al suppresses the formation of carbides during annealing and promotes the formation of retained austenite, which affects the volume fraction of retained austenite and the carbon concentration in retained austenite. It is an element that exerts.
  • the Al content is set to 0.010% or more.
  • the Al content is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the Al content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.070% or less.
  • N 0.0100% or less N exists as a nitride in steel, and when the content exceeds 0.0100%, the ultimate deformability of the steel sheet is lowered. As a result, the amount of voids generated after punching increases, and the stretch flangeability decreases. In addition, the bendability is also reduced. Therefore, the N content should be 0.0100% or less. Although the lower limit of the N content is not particularly specified, the N content is preferably 0.0005% or more due to restrictions in production technology. The N content is preferably 0.0050% or less.
  • Mo 0.500% or less
  • Mo is an element that improves hardenability and is an effective element for forming a hard phase.
  • the Mo content should be 0.500% or less.
  • the lower limit of the Mo content may be 0.000%, but the Mo content is 0.010% or more from the viewpoint of increasing hardenability and keeping TS within a more preferable range. Is preferable.
  • the Mo content is preferably 0.300% or less, more preferably 0.100% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.030% or more.
  • Cr 0.300% or less Cr is an element that improves hardenability and is an effective element for forming a hard phase.
  • the Cr content should be 0.300% or less.
  • the lower limit of the Cr content may be 0.000%, but the Cr content is 0.010% or more from the viewpoint of increasing hardenability and keeping TS within a more preferable range. Is preferable.
  • the Cr content is preferably 0.250% or less, more preferably 0.100% or less.
  • Ca 0.0200% or less Ca exists as an inclusion in steel.
  • the Ca content exceeds 0.0200%, when the steel sheet contains diffusible hydrogen, the inclusions become the starting points of cracks during the bending test, so that the bendability is lowered. Therefore, the Ca content should be 0.0200% or less.
  • the lower limit of the Ca content may be 0.0000%, but the Ca content is preferably 0.0001% or more due to restrictions in production technology.
  • the Ca content is preferably 0.0020% or less.
  • Sb 0.200% or less This is an extremely important constituent requirement of the invention in the present invention.
  • Sb is an element effective for suppressing oxidation of the surface of the steel sheet during annealing and controlling the surface softening thickness. Further, Sb is an element capable of reducing the corresponding grain boundary frequency of the steel sheet surface layer by suppressing nitriding of the steel sheet surface layer during annealing. If the Sb content exceeds 0.200%, the surface softened portion cannot be formed, so that the bendability and the LME resistance are deteriorated. Therefore, the content of Sb is set to 0.200% or less.
  • the lower limit of the Sb content may be 0.000%, but in order to reduce the corresponding grain boundary frequency and obtain better LME resistance characteristics, the Sb content should be 0.001% or more. Is preferable.
  • the content of Sb is more preferably 0.002% or more, still more preferably 0.005% or more.
  • the Sb content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.020% or less.
  • Mn eq 2.40% or more and 3.40% or less This is an extremely important constituent requirement of the invention in the present invention.
  • Mn eq is an effective parameter for controlling the area ratio of the hard phase, setting the TS to 980 MPa or more, obtaining excellent dimensional accuracy at the time of molding, and obtaining excellent ductility. If the Mn eq is less than 2.40%, the area ratio of the hard phase decreases and the area ratio of ferrite increases, making it difficult to set the TS to 980 MPa or more. On the other hand, when Mn eq exceeds 3.40%, the area ratio of the hard phase increases and the area ratio of ferrite decreases, resulting in a decrease in dimensional accuracy and ductility during molding.
  • Mn eq is set to 2.40% or more and 3.40% or less.
  • the Mn eq is preferably 2.50% or more, more preferably 2.55% or more.
  • the Mn eq is preferably 3.30% or less, more preferably 3.20% or less.
  • Mn eq is calculated by the following equation (1).
  • Mn eq 0.26 x [% Si] + [% Mn] + 3.5 x [% P] + 2.68 x [% Mo] + 1.29 x [% Cr] ...
  • [% X] in the formula (1) represents the content (mass%) of the element X in the steel, and if it is not contained, it is set to 0.
  • the high-strength steel plate of the present invention further has Ti: 0.001% or more and 0.100% or less, Nb: 0.001% or more and 0.100% or less, V: 0.001% or more and 0.100% or less, B: 0.0001% or more and 0.0100% or less, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01% or more and 0.50% or less, Sn: 0.001% or more and 0.200% or less, Ta: 0.001% or more and 0.100% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.0200% or less, Zn: 0.001% or more and 0.020%
  • Ti, Nb and V increase TS by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • the content of at least one of Ti, Nb and V is set to 0.001% or more, respectively.
  • the content of at least one of Ti, Nb and V exceeds 0.100%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, and when the steel sheet contains diffusible hydrogen, bending is performed. Since it becomes the starting point of cracks during the test, the bendability is reduced. Therefore, when at least one of Ti, Nb and V is added, their contents are 0.001% or more and 0.100% or less, respectively.
  • their content is preferably 0.005% or more, respectively.
  • the content thereof is preferably 0.060% or less, respectively.
  • B is an element that can improve hardenability by segregating at the austenite grain boundaries, and by adding B to steel, it is possible to suppress the formation of ferrite and grain growth during annealing cooling. Is.
  • the content of B is set to 0.0001% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, cracks occur inside the steel sheet during hot rolling and the ultimate deformability of the steel sheet is reduced, so that the total void number density after punching increases and elongation occurs. Flangeability is reduced.
  • the bendability is also reduced. Therefore, when B is added, its content is 0.0001% or more and 0.0100% or less. When B is added, its content is preferably 0.0002% or more. When B is added, its content is preferably 0.0050% or less.
  • Cu is an element that enhances hardenability, and is an element that is effective for keeping the area ratio of the hard phase within a more suitable range, TS within a more suitable range, and further improving the dimensional accuracy during molding. is there.
  • the Cu content is set to 0.01% or more.
  • the Cu content exceeds 1.00%, the area ratio of the hard phase increases, and the dimensional accuracy and ductility during molding decrease. Further, when coarse precipitates and inclusions increase and diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, it becomes a starting point of cracks during the bending test, so that the bendability is lowered. Therefore, when Cu is added, its content is 0.01% or more and 1.00% or less. When Cu is added, its content is preferably 0.02% or more. When Cu is added, its content is preferably 0.20% or less.
  • Ni is an element that enhances hardenability, and is an element that is effective for keeping the area ratio of the hard phase within a more suitable range, TS within a more suitable range, and further improving the dimensional accuracy during molding. is there.
  • the Ni content is set to 0.01% or more.
  • the Ni content exceeds 0.50%, the area ratio of the hard phase increases, and the dimensional accuracy and ductility during molding decrease. Further, when coarse precipitates and inclusions increase and diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, it becomes a starting point of cracks during the bending test, so that the bendability is lowered. Therefore, when Ni is added, its content is 0.01% or more and 0.50% or less. When Ni is added, its content is preferably 0.02% or more. When Ni is added, its content is preferably 0.20% or less.
  • Sn is an element effective for suppressing oxidation of the surface of the steel sheet during annealing and more preferably controlling the surface softening thickness.
  • the Sn content is set to 0.001% or more.
  • Sn content exceeds 0.200%, coarse precipitates and inclusions increase, and when diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, the precipitates and inclusions are the starting points of cracks during the bending test. Therefore, the bendability is reduced. Therefore, when Sn is added, its content is 0.001% or more and 0.200% or less. When Sn is added, its content is preferably 0.005% or more. When Sn is added, its content is preferably 0.050% or less.
  • Ta like Ti, Nb and V, raises TS by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • Ta is partially dissolved in Nb carbides and Nb carbonitrides to form composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N), which significantly suppresses the coarsening of the precipitates.
  • the Ta content is set to 0.001%.
  • the Ta content exceeds 0.100%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, and when the steel sheet contains diffusible hydrogen, the precipitates and inclusions crack during the bending test.
  • Ta since it is the starting point of, the bendability is reduced. Therefore, when Ta is added, its content is 0.001% or more and 0.100% or less. When Ta is added, its content is preferably 0.005% or more. When Ta is added, the content thereof is preferably 0.020% or less.
  • Mg is an element effective for spheroidizing the shape of inclusions such as sulfides and oxides, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving the stretch flangeability.
  • the Mg content is set to 0.0001% or more.
  • Mg content exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, and when the steel sheet contains diffusible hydrogen, the precipitates and inclusions crack during the bending test. Since it is the starting point of, the bendability is reduced. Therefore, when Mg is added, its content should be 0.0001% or more and 0.0200% or less.
  • Mg is added, its content is preferably 0.0005% or more.
  • the content thereof is preferably 0.0050% or less.
  • Zn, Co and Zr are all effective elements for spheroidizing the shape of inclusions, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving the stretch flangeability.
  • the content of one or more of Zn, Co and Zr is set to 0.001% or more, respectively.
  • the content of one or more of Zn, Co and Zr exceeds 0.020%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, and the steel sheet contains diffusible hydrogen. Since the precipitates and inclusions serve as the starting points of cracks during the bending test, the bendability is lowered.
  • the content of one or more of Zn, Co and Zr is 0.0001% or more and 0.020% or less, respectively.
  • the content of one or more of Zn, Co and Zr is preferably 0.002% or more, respectively.
  • the content of one or more of Zn, Co and Zr is preferably 0.010% or less, respectively.
  • REM is an element effective for spheroidizing the shape of inclusions, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving the stretch flangeability.
  • the content of REM should be 0.0001% or more.
  • the REM content exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, and when the steel sheet contains diffusible hydrogen, the precipitates and inclusions crack during the bending test. Since it is the starting point of, the bendability is reduced. Therefore, when REM is added, its content is 0.0001% or more and 0.0200% or less. When REM is added, its content is preferably 0.0010% or more. When REM is added, its content is preferably 0.0100% or less.
  • the rest other than the above-mentioned components are Fe and unavoidable impurities.
  • the content of the optional component is less than the lower limit, the effect of the present invention is not impaired. Therefore, when the content is less than the lower limit, it is treated as an unavoidable impurity.
  • the area ratio of ferrite is set to 15% or more.
  • the area ratio of ferrite is set to 15% or more and 55% or less.
  • the area ratio of ferrite is preferably 19% or more, more preferably 22% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 51% or less, more preferably 48% or less.
  • the TS is 980 MPa or more and molding. Sometimes excellent dimensional accuracy can be obtained. On the other hand, if the area ratio of the hard phase exceeds 85%, the dimensional accuracy and ductility at the time of molding deteriorate. In addition, the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet increases, and the stretch flangeability decreases. In addition, the bendability is also reduced. Therefore, the area ratio of the hard phase is set to 40% or more and 85% or less.
  • the area ratio of the hard phase is preferably 45% or more, more preferably 49% or more, still more preferably 52% or more.
  • the area ratio of the hard phase is preferably 81% or less, more preferably 78% or less.
  • the method for measuring the area ratio of ferrite and the area ratio of the hard phase is as follows. After cutting out the sample so that the thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel sheet becomes the observation surface, the observation surface is polished with diamond paste. Next, the observation surface is finish-polished using alumina. Using an electron probe microanalyzer (EPMA), the accelerating voltage is 7 kV and the measurement area is 45 ⁇ m ⁇ 45 ⁇ m, and measurements are taken for four fields on the observation surface. The data after measurement is converted to carbon concentration by the calibration curve method using a standard sample.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the data of the four fields are totaled, and the carbon concentration in the steel is [% C], and the region containing a carbon concentration of 0.5 ⁇ [% C] or less is ferrite, which is larger than 0.5 ⁇ [% C].
  • the area ratio of each is calculated.
  • volume fraction of retained austenite 4% or more and 20% or less
  • excellent ductility can be obtained.
  • the volume fraction of retained austenite exceeds 20%, the retained austenite has a high hydrogen concentration. Therefore, when the retained austenite is processed during punching or bending test and undergoes martensitic transformation, voids are formed inside the martensite. Occurs. Therefore, the amount of voids generated after punching increases, and the stretch flangeability decreases.
  • the volume fraction of retained austenite is 4% or more and 20% or less.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 5% or more, more preferably 6% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 18% or less, more preferably 16% or less.
  • Carbon concentration in retained austenite 0.55% or more and 1.10% or less
  • excellent ductility can be obtained and excellent dimensional accuracy during molding can be obtained. Can be obtained.
  • the carbon concentration in the retained austenite exceeds 1.10%, the hardness of martensite generated from the retained austenite at the time of punching is greatly increased, so that crack growth at the time of drilling is promoted and the elongation flangeability is lowered. .. In addition, the bendability is also reduced. Therefore, the carbon concentration in the retained austenite is 0.55% or more and 1.10% or less.
  • the carbon concentration in the retained austenite is preferably 0.60% or more, more preferably 0.65% or more.
  • the carbon concentration in the retained austenite is preferably 1.00% or less, more preferably 0.95% or less, still more preferably 0.90% or less.
  • the method for measuring the volume fraction of retained austenite is as follows. After mechanically grinding the steel sheet to 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction (depth direction), chemical polishing with oxalic acid is performed to obtain an observation surface. The observation surface is observed by an X-ray diffraction method. As the incident X-ray, a K ⁇ radiation source of Co is used, and (200), (220), (311) of fcc iron (austenite) with respect to the diffraction intensity of each surface of bcc iron (200), (211), (220). ) Obtain the ratio of the diffraction intensity of each surface, and use this as the volume ratio of retained austenite.
  • a 3.578 + 0.00095 [% Mn] + 0.022 [% N] + 0.0006 [% Cr] + 0.0031 [% Mo] + 0.0051 [% Nb] + 0.0039 [% Ti] + 0.0056 [ % Al] + 0.033 [% C] ⁇ ⁇ ⁇ (4)
  • a is the lattice constant ( ⁇ ) of the retained austenite
  • ⁇ is the value obtained by dividing the diffraction peak angle of the (220) plane by 2
  • [% C] is the mass% of C in the retained austenite.
  • [% M] other than [% C] is the content (mass%) of the element M in the entire steel.
  • Average minor axis length of retained austenite 2.0 ⁇ m or less
  • the average minor axis length of the retained austenite is preferably 2.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average minor axis length of retained austenite is not particularly specified, but if the average minor axis length of retained austenite is less than 0.2 ⁇ m, retained austenite is martensite even at the time of late tensile deformation. Since it does not transform, its contribution to ductility is small.
  • the average minor axis length of retained austenite is preferably 0.2 ⁇ m or more.
  • the average minor axis length of retained austenite is more preferably 1.9 ⁇ m or less, still more preferably 1.6 ⁇ m or less, and 1.0 ⁇ m or less.
  • the method for measuring the average minor axis length of retained austenite is as follows. After cutting out the sample so that the thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel sheet becomes the observation surface, the observation surface is polished with diamond paste. Then, the observation surface is finish-polished using alumina. Then, 1 vol. % Corrodes the observation surface with nital. Three-field observation at a magnification of 5000 times using a scanning electron microscope (SEM) for a plate thickness 1/4 position (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) To do. The obtained tissue image is analyzed using Adobe Photoshop manufactured by Adobe Systems, Inc., and the minor axis length of retained austenite is calculated for three visual fields.
  • SEM scanning electron microscope
  • the minor axis lengths of retained austenite for three fields of view are averaged to obtain the average minor axis length of retained austenite.
  • the retained austenite since the retained austenite exhibits a fine white structure having an average crystal grain size of 5.0 ⁇ m or less, it is possible to identify and measure the minor axis length.
  • the steel structure according to the present invention in addition to the above-mentioned ferrite, bainite ferrite, bainite, tempered martensite, hardened martensite, and retained austenite, carbides such as pearlite and cementite, and other known structures of steel sheets.
  • carbides such as pearlite and cementite
  • the structure of the other steel sheet may be confirmed and determined by, for example, SEM observation.
  • Amount of diffusible hydrogen in steel sheet 0.80 mass ppm or less This is an extremely important constituent requirement of the invention in the present invention.
  • the present inventors have found that the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is related to the stretch flangeability and bendability. I found it.
  • excellent elongation and flangeability and bendability can be obtained by reducing the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet to 0.80 mass ppm or less, and the present invention has been completed. ..
  • the lower limit of the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is not particularly specified, it is preferable that the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is 0.01 mass ppm or more due to restrictions in production technology.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is more preferably 0.05 mass ppm or more.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is preferably 0.60 mass ppm or less, more preferably 0.35 mass ppm or less.
  • the steel sheet for measuring the amount of diffusible hydrogen may be a high-strength steel sheet before the plating treatment or a base steel sheet of a high-strength hot-dip galvanized steel sheet after the plating treatment and before processing.
  • it may be a base material of a steel sheet that has been subjected to processing such as punching, stretch flange forming, and bending after plating, and may be a base material of a product manufactured by welding the processed steel sheet. It may be a steel plate part.
  • the method for measuring the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is as follows.
  • a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm is collected.
  • a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm is collected, and the hot-dip galvanized layer or the alloyed hot-dip galvanized layer is alkali-removed.
  • the amount of hydrogen released from the test piece is measured by a thermal desorption analysis method. Specifically, the steel sheet is continuously heated from room temperature to 300 ° C. at a heating rate of 200 ° C./h, cooled to room temperature, and the cumulative amount of hydrogen released from the test piece is measured from room temperature to 210 ° C. Let it be the amount of diffusible hydrogen inside.
  • the thickness of the surface softening portion (surface softening thickness) is set to 5 ⁇ m or more.
  • the surface softening thickness is set to 150 ⁇ m or less. Therefore, the surface softening thickness is set to 5 ⁇ m or more and 150 ⁇ m or less.
  • the surface softening thickness is preferably 10 ⁇ m or more, more preferably 15 ⁇ m or more.
  • the surface softening thickness is preferably 110 ⁇ m or less, more preferably 80 ⁇ m or less.
  • the method for measuring the surface softening thickness is as follows. After smoothing the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel sheet by wet polishing, using a Vickers hardness tester, with a load of 10 gf, from a position 5 ⁇ m in the plate thickness direction from the plate thickness surface, 100 ⁇ m in the plate thickness direction. Measures are performed at 5 ⁇ m intervals up to the position of. After that, the measurement is performed at intervals of 20 ⁇ m to the center of the plate thickness.
  • the region where the hardness is reduced to 95% or less of the hardness at the plate thickness 1/4 position is defined as the softening region, and the thickness in the plate thickness direction from the surface layer of the steel sheet to the softening region is defined as the surface softening thickness.
  • Corresponding grain boundary frequency of the surface layer of the steel sheet after the high temperature tensile test 0.45 or less This is an extremely important constituent requirement of the invention in the present invention.
  • the corresponding grain boundary frequency of the surface layer of the steel sheet after the high-temperature tensile test 0.45 or less
  • the number of corresponding grain boundaries where LME cracking preferentially progresses can be reduced, and excellent LME resistance characteristics can be obtained.
  • the lower limit of the corresponding grain boundary frequency of the steel sheet surface layer after the high temperature tensile test is not particularly specified, the corresponding grain boundary frequency of the steel sheet surface layer after the high temperature tensile test is generally 0.05 or more.
  • the corresponding grain boundary frequency of the surface layer of the steel sheet after the high temperature tensile test is preferably 0.15 or more.
  • the corresponding grain boundary frequency of the surface layer of the steel sheet after the high temperature tensile test is preferably 0.40 or less, more preferably 0.35 or less.
  • the corresponding grain boundary frequency of the surface layer of the steel sheet after the high temperature tensile test is calculated as follows. Corresponding grain boundary frequency measurement by cutting so that the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the tensile direction of the test piece becomes the observation surface so as to include the fractured portion of the test piece after the high temperature tensile test described in the examples. Take a sample for. Next, buffing with diamond paste and alumina paste smoothes the plate thickness cross section of the corresponding grain boundary frequency measurement sample, and then ion milling completely removes the processed layer.
  • the crystal orientation is set to the surface layer of the steel sheet bonded to the plated steel sheet, and when the test steel is a plated steel sheet, the crystal orientation is set to the surface layer of the steel sheet on the plated layer side, FE-SEM. / EBSD (JSM7100F: manufactured by Nippon Denshi Co., Ltd., OIM: manufactured by TSL Co., Ltd.).
  • the EBSD measurement is performed under sufficient measurement conditions for evaluating the substructure of martensite in the crystal orientation (observation position: near the LME crack occurrence part, measurement field: 60 ⁇ m (tensile direction) ⁇ 40 ⁇ m (crack growth direction), measurement point interval. : 40 nm).
  • the vicinity of the LME crack generation portion refers to an intermediate region of a plurality of cracks (LME cracks) generated on the surface of the steel sheet after the high temperature tensile test.
  • LME cracks a plurality of cracks
  • the region A between the cracks a and b and the region B between the cracks b and c are in the vicinity of the LME crack generation portion, respectively.
  • the corresponding grain boundary frequency may be observed at any location.
  • the characteristics of the whole grain boundaries of the steel sheet surface layer in the measurement field of view are investigated.
  • the corresponding grain boundary frequency of the steel sheet surface layer is calculated by the following formula from the number of grain boundaries having a relationship of the corresponding grain boundaries of the steel sheet surface layer in the measurement field of view and the total number of grain boundaries of the steel sheet surface layer in the measurement field of view.
  • [Corresponding grain boundary frequency of steel sheet surface layer after high temperature tensile test] [Number of grain boundaries having a relationship of corresponding grain boundary of steel sheet surface layer in measurement field of view] / [Total number of grain boundaries of steel sheet surface layer in measurement field of view]
  • the corresponding grain boundary is defined as a low ⁇ CSL (Coincident Site Latety) grain boundary of ⁇ 23 or less.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more.
  • the TS is measured as follows in accordance with JIS Z 2241. From the high-strength steel sheet, take a JIS No. 5 test piece so that the longitudinal direction is perpendicular to the rolling direction of the steel sheet. Using the test piece, a tensile test is performed under the condition that the crosshead displacement velocity Vc is 1.67 ⁇ 10 -1 mm / s, and TS is measured.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention may have a plating layer on its surface.
  • the composition of the plating layer is not particularly limited and may be a general composition.
  • the plating layer may be formed by any method, and may be, for example, a hot-dip plating layer or an electroplating layer. Further, the plating layer may be alloyed.
  • the plating layer is a hot-dip galvanized layer.
  • the composition of the hot-dip galvanized layer is not particularly limited.
  • the plating layer contains Fe: 20% by mass or less, Al: 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less, and further, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr. , Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM containing one or more selected from the group consisting of 0% by mass or more and 3.5% by mass or less in total, and the balance is Zn and unavoidable. It has a composition consisting of target impurities.
  • the Fe content in the plating layer is less than 7% by mass, and when the alloyed hot-dip galvanized layer is used, the Fe content in the plating layer is 7 to 15% by mass. More preferably, it is 8 to 13% by mass.
  • molten zinc-aluminum-magnesium alloy plating (Zn-Al-Mg plating layer) is also preferable.
  • the composition of the Zn—Al—Mg plating layer is not particularly limited, but contains Al in an amount of 1% by mass or more and 22% by mass or less, Mg in an amount of 0.1% by mass or more and 10% by mass or less, and the balance is composed of Zn and unavoidable impurities.
  • the composition is preferable.
  • the Zn—Al—Mg plating layer may contain one or more selected from the group consisting of Si, Ni, Ce, and La in a total amount of 1% by mass or less. ..
  • the plating layer may be mainly composed of any metal, and may be, for example, an Al plating layer or the like.
  • the amount of plating adhered is not particularly limited, but it is preferable that the amount of plating adhered per one side of the base steel sheet is 20 to 80 g / m 2 .
  • the plating layer preferably has cracks.
  • the amount of diffusible hydrogen in the base steel sheet can be reduced to a more suitable range. As a result, stretch flangeability and bendability can be improved.
  • the plating layer has cracks.
  • a total of 4 fields of view were observed for each of the front surface and the back surface of the base steel sheet at a magnification of 1500 times using SEM, and the length was 10 ⁇ m or more.
  • the thickness of the high-strength steel sheet according to the present invention is not particularly limited, but is usually 0.3 mm or more and 2.8 mm or less.
  • a method for manufacturing a high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention will be described.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is produced.
  • the steel material is melted to obtain molten steel having the above-mentioned composition.
  • the melting method is not particularly limited, and any known melting method such as converter melting or electric furnace melting is suitable.
  • the obtained molten steel is solidified to produce a steel slab (slab).
  • the method for producing steel slabs from molten steel is not particularly limited, and a continuous casting method, an ingot forming method, a thin slab casting method, or the like can be used.
  • the steel slab is preferably manufactured by a continuous casting method.
  • the manufactured steel slab is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling to obtain a hot-rolled plate.
  • the steel slab produced as described above is once cooled to room temperature, then slab heated and then rolled.
  • the slab heating temperature is preferably 1100 ° C. or higher from the viewpoint of melting carbides and reducing the rolling load. Further, in order to prevent an increase in scale loss, the slab heating temperature is preferably 1300 ° C. or lower.
  • the slab heating temperature is based on the temperature of the slab surface during heating.
  • hot rolling may be performed by applying an energy saving process.
  • an energy-saving process the manufactured steel slab is not cooled to room temperature, but is charged into a heating furnace as a hot piece and hot-rolled by direct rolling, or after the manufactured steel slab is slightly heat-retained. Examples include direct rolling, which rolls immediately.
  • the steel slab is roughly rolled under normal conditions to obtain a seat bar.
  • the sheet bar is subjected to finish rolling to obtain a hot-rolled plate.
  • the finish rolling temperature is for reducing the rolling load, and if the rolling reduction rate of austenite in the unrecrystallized state is high, an abnormal structure extending in the rolling direction may develop, which may reduce the workability of the annealed plate. Therefore, it is preferable that the temperature is equal to or higher than the Ar 3 transformation point.
  • the hot-rolled plate is wound up and recovered.
  • the winding temperature is preferably 300 ° C. or higher and 700 ° C. or lower from the viewpoint of moldability of the annealed plate.
  • rough-rolled plates may be joined to each other during hot rolling to continuously perform finish rolling.
  • the rough-rolled plate sheet bar
  • the rough-rolled plate may be wound once before the finish rolling.
  • part or all of the finish rolling may be lubricated rolling.
  • Lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniform steel sheet shape and uniform material. The coefficient of friction during lubrication rolling is preferably in the range of 0.10 or more and 0.25 or less.
  • pickle the hot-rolled plate Since the oxide on the surface of the steel sheet can be removed by pickling, it is important for ensuring good chemical conversion treatment and plating quality in the high-strength steel sheet of the final product.
  • the pickling may be performed only once or may be divided into a plurality of times.
  • cold rolling is performed by multi-pass rolling that requires two or more passes, such as tandem multi-stand rolling or reverse rolling.
  • the reduction rate of the final pass is 1% or more and 5% or less, and the reduction rate of the pass immediately before the final pass is 5% or more and 30% or less. It is an invention constituent requirement.
  • cold rolling may be performed without heat treatment, or cold rolling may be performed after heat treatment.
  • cold rolling is performed after the heat treatment, it is preferable to hold the product at a holding temperature of 450 ° C. or higher and 800 ° C. or lower for 900 s or more and 36000 s or less.
  • Reduction rate of the final pass of cold rolling 1% or more and 5% or less This is an extremely important constituent requirement of the invention in the present embodiment.
  • By appropriately controlling the rolling reduction of the final pass to create a cold-rolled structure on the surface of the steel sheet and then annealing it is possible to control the corresponding grain boundary frequency on the surface of the steel sheet and obtain excellent LME resistance. it can. If the reduction rate of the final pass of cold rolling is less than 1%, the cold rolled structure of the surface layer of the steel sheet cannot be formed, the frequency of corresponding grain boundaries of the surface layer of the steel sheet increases after annealing, and the LME resistance property deteriorates.
  • the rolling reduction of the final pass of cold rolling is 1% or more and 5% or less.
  • the rolling reduction of the final pass of cold rolling is preferably 2% or more, more preferably 3% or more.
  • the rolling reduction of the final pass of cold rolling is preferably 4% or less.
  • Reduction rate of the pass immediately before the final pass 5% or more and 30% or less This is an extremely important constituent requirement of the invention in the present embodiment.
  • the reduction rate of the pass immediately before the final pass is set to 5% or more and 30% or less.
  • the reduction rate of the pass immediately before the final pass is preferably 6% or more, more preferably 7% or more.
  • the reduction rate of the pass immediately before the final pass is preferably 28% or less, more preferably 25% or less.
  • the cumulative reduction rate of cold rolling is not particularly specified, the area ratio of the hard phase can be controlled within a suitable range, and the TS can be set within a more suitable range.
  • the cumulative rolling reduction rate is preferably 30% or more.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction rate of cold rolling is not particularly specified, it is preferably 80% or less, more preferably 70% or less in order to improve the dimensional accuracy at the time of molding. Therefore, the cumulative rolling reduction of cold rolling is preferably 30% or more, more preferably 35% or more, still more preferably 40% or more.
  • the cumulative rolling reduction of cold rolling is preferably 80% or less, more preferably 70% or less.
  • the number of rolling passes for cold rolling and the rolling reduction rate of the final pass and the passes other than the one immediately before the final pass are not particularly limited.
  • the cold rolled plate obtained as described above is annealed.
  • Annealing may be performed once or twice.
  • the first annealing step when annealing is performed twice is referred to as a preliminary annealing step
  • the second annealing step when annealing is performed twice and the first annealing step when annealing is performed once are referred to as a preliminary annealing step.
  • the annealing process By performing the annealing twice, fine retained austenite can be generated, and ductility and stretch flangeability can be improved.
  • the preliminary annealing process when annealing is performed twice will be described.
  • the heating temperature of the preliminary annealing is preferably 830 ° C. or higher.
  • Pre-annealing heating temperature 830 ° C or higher.
  • the upper limit of the heating temperature for the first annealing is not particularly specified, but in order to improve the dimensional accuracy at the time of molding, it is preferably 950 ° C. or lower, more preferably 920 ° C. or lower.
  • the heating temperature for the first annealing is more preferably 850 ° C. or higher, and even more preferably 870 ° C. or higher.
  • the heat retention time of the pre-annealing heat treatment is not particularly limited, but is preferably in the range of 10 s or more and 1000 s or less.
  • the cold rolled plate heated to a heating temperature of 830 ° C. or higher under the condition that the average cooling rate from the heating temperature to 500 ° C. is 5 ° C./s or higher.
  • the area ratio of ferrite in the structure obtained after the annealing step can be within a more suitable range, and the volume ratio of retained austenite can be controlled within a more suitable range, ductility can be improved. It can be within a more suitable range. Further, since the area ratio of the hardened martensite can be within a more suitable range, the dimensional accuracy at the time of molding can be within a more suitable range. Further, by setting the area ratio of the hardened martensite within a more suitable range, the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet can also be within a more suitable range, so that the amount of voids generated after punching can be reduced. The stretch flangeability can be further improved.
  • the bendability can be set within a more suitable range.
  • the upper limit of the average cooling rate from a heating temperature of 830 ° C. or higher to 500 ° C. is not particularly specified, but it is preferably 1000 ° C./s or less due to restrictions in production technology.
  • the average cooling rate from a heating temperature of 830 ° C. or higher to 500 ° C. is more preferably 8 ° C./s or higher.
  • the cooling method from the heating temperature of 830 ° C. or higher is not particularly limited, and cooling methods such as gas jet cooling, mist cooling, water cooling, and air cooling can be applied.
  • the average cooling rate from less than 500 ° C., the cooling stop temperature, and the cooling method are not particularly limited.
  • the cooling method gas jet cooling, mist cooling, water cooling, air cooling and the like can be applied.
  • the cooling can be performed from less than 500 ° C. to a cooling stop temperature of 450 ° C. or lower and about room temperature.
  • the average cooling rate from less than 500 ° C. to the cooling stop temperature is 5 ° C./s or more and 1000 ° C./s or less in one example.
  • the cooling stop temperature is in the range of 450 ° C.
  • the cooling stop temperature may be kept at 10 s or more and 1000 s or less, and then cooled to a temperature of 50 ° C. or lower and about room temperature.
  • the cooling stop temperature is in the range of about 250 ° C. or lower and about room temperature, after cooling is stopped, the heat is kept at a temperature higher than the cooling stop temperature for 10 s or more and 1000 s or less, and then cooled to a temperature of 50 ° C. or lower and about room temperature. May be good.
  • the cold-rolled sheet is cooled to 50 ° C. or lower and then rolled at an elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less.
  • Elongation rate of rolling after pre-annealing and cooling to 50 ° C or less 0.05% or more and 1.00% or less
  • Correspondence of steel sheet surface layer after pre-annealing by performing rolling after cooling to 50 ° C or less after pre-annealing The grain boundary frequency can be reduced and the LME resistance can be improved.
  • the elongation rate of rolling after pre-annealing and cooling to 50 ° C. or lower is 0.05% or more.
  • the elongation rate of rolling after cooling to 50 ° C. or lower after pre-annealing exceeds 1.00%, the particle size of ferrite and hard phase after annealing decreases, so YR increases and the dimensions at the time of molding increase. Accuracy is reduced. Therefore, the elongation rate of rolling after pre-annealing and cooling to 50 ° C. or lower is preferably 1.00% or less, more preferably 0.70% or less. The elongation rate of rolling after cooling to 50 ° C. or lower after pre-annealing is more preferably 0.10% or more.
  • Rolling after cooling to 50 ° C. or lower may be performed (online) on a device continuous with the annealing device for performing the pre-annealing step described above, or is not an annealing device for performing the pre-annealing step. It may be done on a continuous device (offline). Further, the desired elongation rate may be achieved by one rolling, or a plurality of rolling times may be performed to achieve a total elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but as long as an elongation rate equivalent to that of temper rolling can be imparted, rolling by a method such as processing by a leveler may be used.
  • the second annealing condition when annealing is performed twice, or the annealing condition when annealing is performed only once will be described.
  • the cold rolled plate is heated to a heating temperature of 740 ° C. or higher and 880 ° C. or lower in an atmosphere having a dew point of ⁇ 35 ° C. or higher, and the average cooling rate from the heating temperature to 500 ° C. is 10 ° C./s.
  • the mixture is cooled to a cooling stop temperature of 150 ° C. or higher and 300 ° C. or lower.
  • the cold-rolled sheet after cold rolling or further pre-annealing is heated to 740 ° C. or higher and 880 ° C. or lower in an atmosphere having a dew point of ⁇ 35 ° C. or higher.
  • Heating temperature in the annealing step 740 ° C or higher and 880 ° C or lower If the heating temperature in the annealing step is lower than 740 ° C, the austenite formation ratio during heating in the two-phase region of ferrite and austenite becomes insufficient, and thus the hardness after annealing.
  • the area ratio of the phase and the volume ratio of retained austenite decrease, and the area ratio of ferrite increases, resulting in a decrease in TS and ductility.
  • the heating temperature is set to 740 ° C. or higher and 880 ° C. or lower.
  • the heating temperature is preferably 760 ° C. or higher, more preferably 770 ° C. or higher, and even more preferably 780 ° C. or higher.
  • the heating temperature is preferably 860 ° C. or lower. More preferably, it is 850 ° C. or lower.
  • the holding time at the heating temperature is not particularly limited, but is preferably 10 s or more and 600 s or less.
  • Dew point of the atmosphere at the above heating temperature -35 ° C or higher
  • the upper limit of the dew point in the heating temperature range is not particularly specified, it is preferably 15 ° C. or lower, more preferably 5 ° C. or lower in order to keep TS within a suitable range.
  • the dew point at the heating temperature is preferably ⁇ 30 ° C. or higher, more preferably ⁇ 25 ° C. or higher.
  • the temperature in the heating temperature range is based on the surface temperature of the steel sheet. That is, when the surface temperature of the steel sheet is at the heating temperature, the dew point of the atmosphere is adjusted within the above range.
  • the cold rolled plate is cooled to a cooling stop temperature of 150 ° C. or higher and 300 ° C. or lower under the condition that the average cooling rate up to 500 ° C. is 10 ° C./s or higher.
  • Average cooling rate from heating temperature to 500 ° C 10 ° C / s or more 740 ° C or more and 880 ° C or less
  • the area ratio of the above can be controlled within a desired range, the TS can be set to 980 MPa or more, and excellent dimensional accuracy can be obtained at the time of molding.
  • the upper limit of the average cooling rate from the heating temperature to 500 ° C. is preferably 50 ° C./s or less, more preferably 35 ° C./s or less. ..
  • the average cooling rate from the heating temperature to 500 ° C. is preferably 12 ° C./s or higher, more preferably 15 ° C./s or higher, and even more preferably 20 ° C./s or higher.
  • Cooling stop temperature in the annealing process 150 ° C or more and 300 ° C or less
  • the area ratio of bainitic ferrite generated in the heat retention step after reheating which will be described later, is increased.
  • the volume ratio of retained austenite can be within a desired range.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet can be reduced, and as a result, the amount of voids generated after punching is reduced and the elongation flangeability is improved. be able to. In addition, excellent bendability can be obtained.
  • the cooling stop temperature is less than 150 ° C.
  • the untransformed austenite present during cooling is transformed into almost all martensite at the time of cooling stop, so that the area ratio of bainitic ferrite decreases and the volume ratio of retained austenite is reduced. It cannot be secured within the desired range, and the ductility is reduced. Further, since the area ratio of tempered martensite increases, YR increases and the dimensional accuracy at the time of molding decreases. Further, the carbon concentration in the retained austenite cannot be kept within a desired range, and it becomes difficult to secure ductility and dimensional accuracy at the time of molding.
  • the cooling stop temperature exceeds 300 ° C.
  • the area fraction of bainitic ferrite decreases, the volume fraction of retained austenite does not fall within a desired range, and the ductility decreases.
  • the area ratio of the hardened martensite increases, YR decreases and the dimensional accuracy at the time of molding decreases.
  • the carbon concentration in the retained austenite cannot be kept within a desired range, and it becomes difficult to secure ductility and dimensional accuracy at the time of molding.
  • the area ratio of the hardened martensite increases, the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet also increases, so that the amount of voids generated after punching increases and the stretch flangeability decreases. In addition, the bendability is also reduced.
  • the cooling stop temperature is set to 150 ° C. or higher and 300 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature is preferably 170 ° C. or higher, more preferably 180 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is preferably 270 ° C. or lower, more preferably 240 ° C. or lower.
  • the average cooling rate from less than 500 ° C. to the above cooling stop temperature in the above cooling is not particularly limited, but is usually 1 ° C./s or more and 50 ° C./s or less.
  • the cold rolled plate after the annealing step is reheated to a reheating temperature of (cooling stop temperature + 50 ° C.) or more and 500 ° C. or less, and held at the reheating temperature for 10 seconds or more.
  • Reheating temperature (cooling stop temperature + 50 ° C) or more and 500 ° C or less
  • the reheating temperature is less than (cooling stop temperature + 50 ° C.)
  • the area fraction of bainite ferrite is reduced and the volume fraction of retained austenite is within the desired range because it is on the lower temperature side than the nose position of the bainite transformation. Is not possible and ductility is reduced.
  • the carbon concentration in the retained austenite cannot be kept within a desired range, and it becomes difficult to secure ductility and dimensional accuracy at the time of molding. In addition, it becomes difficult to reduce the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet, and the stretch flangeability and bendability are lowered. Further, since the area ratio of the hardened martensite increases, YR decreases and the dimensional accuracy at the time of molding decreases. Further, as the area ratio of the hardened martensite increases, the amount of voids generated after punching increases, and the stretch flangeability decreases. In addition, the bendability is also reduced.
  • the area fraction of bainitic ferrite decreases because it is on the higher temperature side than the nose position of the bainite transformation, and the volume fraction of retained austenite can be kept within a desired range.
  • ductility is reduced.
  • the carbon concentration in the retained austenite cannot be kept within a desired range, and it becomes difficult to secure ductility and dimensional accuracy at the time of molding.
  • the area ratio of the hardened martensite increases, YR decreases and the dimensional accuracy at the time of molding decreases. Further, as the area ratio of the hardened martensite increases, the amount of voids generated after punching increases, and the stretch flangeability decreases.
  • the reheating temperature is set to (cooling stop temperature + 50 ° C.) or more and 500 ° C. or lower.
  • the reheating temperature is preferably (cooling stop temperature + 80 ° C.) or higher, and more preferably (cooling stop temperature + 100 ° C.) or higher.
  • the reheating temperature (of the second annealing) is preferably 450 ° C. or lower.
  • Heat retention time at reheating temperature By retaining heat at a reheating temperature of 10 s or more, the area fraction of bainitic ferrite can be increased and the volume fraction of retained austenite can be achieved within a desired range. If the heat retention time at the reheating temperature is less than 10 s, the area fraction of bainitic ferrite decreases, the volume fraction of retained austenite cannot be secured within a desired range, and ductility decreases. Further, the carbon concentration in the retained austenite cannot be kept within a desired range, and it becomes difficult to secure ductility and dimensional accuracy at the time of molding. In addition, it becomes difficult to reduce the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet, and the stretch flangeability and bendability are lowered.
  • the heat retention time at the reheating temperature is set to 10 s or more.
  • the upper limit of the heat retention time at the reheating temperature is not particularly limited, but is preferably 1000 s or less due to restrictions on production technology.
  • the heat retention time at the reheating temperature is preferably 13 s or more, more preferably 16 s or more.
  • the heat retention time at the reheating temperature is preferably 1000 s or less, more preferably 200 s or less.
  • the average cooling rate after heat retention at the reheating temperature, the cooling stop temperature, and the cooling method are not particularly limited.
  • As the cooling method gas jet cooling, mist cooling, water cooling, air cooling and the like can be applied.
  • the average cooling rate of the cooling is usually 1 ° C./s or more and 50 ° C./s or less.
  • the above-mentioned high-strength steel sheet may be temper-rolled. If the rolling reduction ratio exceeds 1.50%, the yield stress of the steel increases and the dimensional accuracy at the time of forming decreases. Therefore, the rolling reduction ratio is preferably 1.50% or less.
  • the lower limit of the rolling reduction in temper rolling is not particularly limited, but is preferably 0.05% or more from the viewpoint of productivity.
  • the temper rolling may be performed (online) on a device continuous with the annealing device for performing the annealing step described above, or on a device discontinuous with the annealing device for performing the annealing step (offline). You may go there.
  • the desired rolling reduction may be achieved by one rolling, or the rolling may be performed a plurality of times to achieve a total rolling reduction of 0.05% or more and 1.00% or less.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but rolling by a leveler or the like may be used as long as an elongation rate equivalent to that of temper rolling can be imparted.
  • the minor axis length of austenite should be 2.0 ⁇ m or less by setting the cooling stop temperature in the annealing step to 160 ° C or higher and 250 ° C or lower and the reheating temperature to 300 ° C or higher and 450 ° C or lower. Can be done.
  • the high-strength steel sheet may be plated.
  • the type of plating metal is not particularly limited, and one example is zinc.
  • the galvanizing treatment include a hot-dip galvanizing treatment and an alloying hot-dip galvanizing treatment in which an alloying treatment is performed after the hot-dip galvanizing treatment.
  • the annealing and hot-dip galvanizing treatment may be performed (on one line) using an apparatus configured to continuously perform the annealing and hot-dip galvanizing treatment.
  • hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating treatment may be performed.
  • a high-strength steel plate is immersed in a zinc-plating bath at 440 ° C or higher and 500 ° C or lower to perform hot-dip galvanizing, and then the amount of plating adhered is adjusted by gas wiping or the like. To do.
  • a zinc plating bath having an Al content of 0.10% by mass or more and 0.23% by mass or less and a composition in which the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the zinc plating is alloyed, after the hot dip galvanizing, the zinc plating is alloyed in a temperature range of 460 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
  • the alloying temperature is less than 460 ° C., the Zn—Fe alloying rate becomes excessively slow, and alloying becomes extremely difficult.
  • the alloying temperature exceeds 600 ° C., untransformed austenite may be transformed into pearlite, and TS and ductility may decrease. Therefore, when the zinc plating is alloyed, it is preferable to perform the alloying treatment in a temperature range of 460 ° C. or higher and 600 ° C. or lower, more preferably 470 ° C. or higher and 560 ° C. or lower, and further preferably 470 ° C. or higher and 530 ° C. It is as follows.
  • the plating adhesion amount of the hot-dip galvanized steel sheet (GI) and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA) is preferably 20 to 80 g / m 2 (double-sided plating) per side.
  • the amount of plating adhered can be adjusted by performing gas wiping or the like after galvanizing.
  • a plating layer such as Zn plating, Zn—Ni electric alloy plating, or Al plating may be formed by electroplating.
  • the plating layer is an electrogalvanized layer.
  • a plating solution containing Ni: 9% by mass or more and 25% by mass or less and the balance being Zn and unavoidable impurities can be used as the plating solution.
  • a plating bath having a room temperature or higher and 100 ° C. or lower.
  • the plating adhesion amount of the electrogalvanized steel sheet (EG) is preferably 15 to 100 g / m 2 (double-sided plating) per side.
  • the plated high-strength steel sheet may be cooled to 50 ° C. or lower and then rolled at an elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less.
  • the elongation rate of rolling performed after cooling to 50 ° C. or lower to 0.05% or more
  • cracks can be introduced into the plating layer.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet can be reduced, and as a result, the stretch flangeability can be further improved.
  • the elongation rate of rolling after cooling to 50 ° C. or lower exceeds 1.00%, YS increases and the dimensional accuracy at the time of molding decreases.
  • the elongation rate of rolling after cooling to 50 ° C. or lower is preferably 1.00% or less, more preferably 0.70% or less. Further, the elongation rate of rolling after cooling to 50 ° C. or lower is more preferably 0.10% or more.
  • Rolling after cooling to 50 ° C. or lower may be performed (online) on a device continuous with the plating device for performing the plating process described above, or discontinuous with the plating device for performing the plating process. It may be done on the device (offline). Further, the desired elongation rate may be achieved by one rolling, or a plurality of rolling times may be performed to achieve a total elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but as long as an elongation rate equivalent to that of temper rolling can be imparted, rolling by a method such as processing by a leveler may be used.
  • heat may be retained in a temperature range of room temperature or higher and 300 ° C. or lower.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet can be further reduced, and as a result, the amount of voids generated after punching is reduced, and the stretch flangeability and bendability are reduced. Can be improved.
  • the heat retention time is usually about 3 to 7 days, but the heat retention may be up to about 6 months.
  • the reduction rate of cold rolling is 1% or more and 5% or less, and the reduction rate of the pass immediately before the final pass is 5% or more and 30% or less, instead of being hot. It can also be produced by winding a rolled hot-rolled sheet at a winding temperature of 350 ° C. or higher and 600 ° C. or lower, and then allowing it to stay in a temperature range of 300 ° C. or higher for 5000 s or more and then cooling.
  • the method for manufacturing a high-strength steel sheet according to this embodiment is A steel slab having the above-mentioned composition is hot-rolled to obtain a hot-rolled plate.
  • the hot-rolled plate is wound at a winding temperature of 350 ° C. or higher and 600 ° C. or lower. Then, it was allowed to stay in a temperature range of 300 ° C. or higher for 5000 s or more, and then cooled.
  • the hot-rolled plate is pickled and washed.
  • the hot-rolled plate was cold-rolled under the condition that the cumulative reduction rate of cold-rolling was 30% or more and 75% or less to obtain a cold-rolled plate.
  • the cold rolled plate is heated to a heating temperature of 740 ° C.
  • an annealing step of cooling to a cooling stop temperature of 150 ° C. or higher and 300 ° C. or lower is performed.
  • it is a method for producing a high-strength steel sheet in which the cold-rolled sheet is reheated to a reheating temperature of (cooling stop temperature + 50 ° C.) or more and 500 ° C. or less, and held at the reheating temperature for 10 seconds or more.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is hot-rolled to obtain a hot-rolled plate.
  • the details of hot rolling are the same as those in the first embodiment.
  • Winding temperature after hot rolling 350 ° C or higher and 600 ° C or lower
  • the hot rolled plate is wound and recovered.
  • C diffuses into the oxide scale generated during hot rolling, that is, decarburization of the surface layer of the steel sheet is promoted, the surface softening thickness of the annealed sheet, and the steel sheet.
  • the corresponding grain boundary frequency of the surface layer can be controlled within a desired range. As a result, excellent bendability and LME resistance can be obtained.
  • the take-up temperature after hot rolling is 350 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
  • the winding temperature after hot rolling is preferably 380 ° C. or higher.
  • the temperature is preferably 410 ° C. or higher.
  • the take-up temperature after hot rolling is preferably 570 ° C. or lower, more preferably 550 ° C. or lower.
  • Dwelling time in a temperature range of 300 ° C. or higher after winding: 5000 s or longer This is an extremely important constituent requirement of the invention in the present embodiment.
  • the hot-rolled coil After winding the hot-rolled plate to obtain a hot-rolled coil, the hot-rolled coil is allowed to stay in a temperature range of 300 ° C. or higher with a residence time of 5000 s or more.
  • the residence time is measured from the time when the hot-rolled plate becomes a hot-rolled coil.
  • C is diffused into the oxide scale generated during hot rolling, that is, decarburization of the surface layer of the steel sheet is promoted, and the surface softening thickness of the annealed sheet and the corresponding grain boundary frequency of the surface layer of the steel sheet are kept within a desired range.
  • the hot-rolled plate After winding the hot-rolled plate, it may be kept warm or cooled so that the residence time in the temperature range of 300 ° C. or higher is 5000 s or more from the winding temperature, or it is once less than 300 ° C. from the winding temperature. After cooling to, it may be reheated to 300 ° C. or higher and retained in a temperature range of 300 ° C. or higher for 5000 s or longer.
  • the upper limit of the residence time in the temperature range of 300 ° C. or higher after winding is not particularly specified, but in order to keep TS within a suitable range, the residence time in the temperature range of 300 ° C.
  • the residence time in the temperature range of 300 ° C. or higher after winding is set to 5000 s or longer. From the viewpoint of controlling the ratio of the C strength of the surface layer of the steel sheet to the C strength at the 1/4 position of the thickness of the steel sheet to 0.7 or less, the residence time in the temperature range of 300 ° C. or higher after winding is preferable. Is 7,000 s or more, more preferably 9000 s or more.
  • the residence time in the temperature range of 300 ° C. or higher after winding is preferably 80,000 s or less, more preferably 40,000 s or less.
  • the temperature at which the hot-rolled coil is retained is not particularly limited as long as it is in the temperature range of 300 ° C. or higher, but is preferably 600 ° C. or lower.
  • the temperature at which the hot-rolled coil is retained is preferably 350 ° C. or higher.
  • the hot-rolled plate After allowing to stay for 5000 s or more in a temperature range of 300 ° C or higher, the hot-rolled plate is cooled.
  • the cooling rate at this time is not particularly limited, but is, for example, 0.001 ° C./s or more and 1 ° C./s or less.
  • the cooling stop temperature is not particularly limited, and may be, for example, 20 ° C. or higher and 200 ° C. or lower.
  • pickle the hot-rolled plate Since the oxide on the surface of the steel sheet can be removed by pickling, it is important for ensuring good chemical conversion treatment and plating quality in the high-strength steel sheet of the final product.
  • the pickling may be performed only once or may be divided into a plurality of times.
  • the hot-rolled plate may be heat-treated before or after pickling.
  • heat-treating the hot-rolled sheet before or after pickling decarburization of the surface layer of the steel sheet is promoted, and the surface softening thickness of the annealed sheet can be kept within a more preferable range.
  • the ratio of the C strength of the surface layer of the steel sheet to the C strength at the position 1/4 of the thickness of the steel sheet can be controlled within a desired range.
  • the heat treatment conditions before or after pickling are preferably maintained at 900 s or more in a temperature range of 450 ° C. or higher and 650 ° C. or lower.
  • the upper limit of the holding time of the heat treatment is not particularly specified, but it is preferably held at 36000 s or less.
  • cold rolling is performed by multi-pass rolling that requires two or more passes, such as tandem multi-stand rolling or reverse rolling.
  • Cumulative reduction rate of cold rolling 30% or more and 75% or less
  • the cumulative reduction rate of cold rolling exceeds 75%
  • the cumulative rolling reduction rate of cold rolling exceeds 75%
  • the cumulative rolling reduction of cold rolling is preferably 40% or more, more preferably 45% or more.
  • the cumulative rolling reduction of cold rolling is preferably 70% or less, more preferably 65% or less.
  • the reduction rate of the final pass of cold rolling and the reduction rate of the pass immediately before the final pass are not particularly limited, but as in the first embodiment, the final pass It is preferable that the rolling rate of the roll is 1% or more and 5% or less, and the rolling ratio of the pass immediately before the final pass is 5% or more and 30% or less.
  • Cold rolling final pass reduction rate 1% or more and 5% or less
  • the rolling reduction of the final pass of cold rolling is preferably 1% or more and 5% or less.
  • the rolling reduction of the final pass of cold rolling is more preferably 2% or more, still more preferably 3% or more.
  • the rolling reduction of the final pass of cold rolling is more preferably 4% or less.
  • Ductility of the pass immediately before the final pass 5% or more and 30% or less
  • the area ratio of the hard phase after annealing is in a more preferable range. It is possible to control the inside, keep the TS within a more suitable range, obtain better dimensional accuracy at the time of molding, and further obtain better ductility.
  • the reduction ratio of the pass immediately before the final pass to 5% or more
  • the area ratio of the hard phase and the ferrite can be set within a more suitable range
  • the TS can be set within a more suitable range.
  • the reduction rate of the pass immediately before the final pass is preferably 5% or more and 30% or less.
  • the reduction rate of the pass immediately before the final pass is more preferably 6% or more, still more preferably 7% or more.
  • the reduction rate of the pass immediately before the final pass is more preferably 28% or less, still more preferably 25% or less.
  • the number of cold rolling rolling passes and the rolling reduction rate of the final pass and the passes other than the one immediately before the final pass are not particularly limited.
  • the cold rolled plate obtained as described above is annealed.
  • the cold-rolled sheet after annealing is reheated and held at the reheating temperature for 10 seconds or more to obtain a high-strength steel sheet according to the present embodiment.
  • the details of the annealing step and the reheating after annealing are the same as those in the first embodiment described above, and thus the description thereof will be omitted here.
  • a steel material having the composition shown in Table 1 and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities was melted in a converter and made into a steel slab by a continuous casting method.
  • the obtained steel slab was heated to 1250 ° C. and roughly rolled.
  • finish rolling was performed at a finish rolling temperature of 900 ° C.
  • winding was performed at a winding temperature of 450 ° C. to obtain a hot-rolled plate.
  • the hot-rolled plate was pickled and then cold-rolled.
  • the rolling reduction of the final pass of cold rolling and the pass immediately before the final pass was as shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the thickness of the cold-rolled plate after cold-rolling was 1.2 mm.
  • annealing treatment was performed under the conditions shown in Table 2-1 and Table 2-2 to obtain a cold-rolled steel sheet (CR).
  • the holding time at the heating temperature was 140 to 210 s.
  • the holding time at the heating temperature was set to 50 to 120 s.
  • the average cooling rate from less than 500 ° C. was 3 to 100 ° C./s.
  • the average cooling rate from less than 500 ° C. to the cooling stop temperature was 5 to 25 ° C./s.
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheets
  • EG electrogalvanized steel sheets
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheets
  • EG electrogalvanized steel sheets
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • GA zinc bath containing 0.14% by mass of Al and the balance being Zn and unavoidable impurities
  • the bath temperature was 470 ° C. regardless of whether GI or GA was produced.
  • a plating solution containing Ni: 9% by mass or more and 25% by mass or less and having a balance of Zn and unavoidable impurities was used as the plating solution.
  • Coating weight, when manufacturing a GI is a 45 ⁇ 72g / m 2 (two-sided plating) degree per side
  • when manufacturing a GA was per one surface 45 g / m 2 (two-sided plating) degree.
  • When producing EG it was set to about 60 g / m 2 (double-sided plating) per side.
  • the alloying treatment for producing GA was carried out at about 550 ° C.
  • the composition of the GI plating layer contained Fe: 0.1 to 1.0% by mass and Al: 0.2 to 1.0% by mass, and the balance consisted of Fe and unavoidable impurities.
  • the composition of the plating layer of GA contained Fe: 7 to 15% by mass and Al: 0.1 to 1.0% by mass, and the balance consisted of Fe and unavoidable impurities.
  • the tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241. From the obtained steel sheet, JIS No. 5 test pieces were collected so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet. Using the test piece, a tensile test was performed under the condition that the crosshead displacement velocity Vc was 1.67 ⁇ 10 -1 mm / s, and YS, TS and El were measured. In the present invention, TS: 980 MPa or more was judged to be acceptable. Further, when YR, which is an index of dimensional accuracy at the time of molding, is 50% or more and 80% or less, it is judged that the dimensional accuracy at the time of molding is good. YR was calculated based on the above formula (1). Further, when El was 20% or more, it was judged that the ductility was excellent.
  • the stretch flangeability was evaluated by a hole expansion test.
  • the drilling test was performed in accordance with JIS Z 2256. From the obtained steel sheet, a sample of 100 mm ⁇ 100 mm was collected by shearing. A hole having a diameter of 10 mm was punched in the sample with a clearance of 12.5%. Using a die with an inner diameter of 75 mm, a conical punch with an apex angle of 60 ° was pushed into the hole with a wrinkle pressing force of 9 ton (88.26 kN) around the hole, and the hole diameter at the crack generation limit was measured.
  • the limit hole expansion rate: ⁇ (%) was obtained from the following formula, and the hole expansion property was evaluated from the value of this limit hole expansion rate.
  • the bending test was performed in accordance with JIS Z 2248. From the obtained steel sheet, strip-shaped test pieces having a width of 30 mm and a length of 100 mm were collected so that the direction parallel to the rolling direction of the steel sheet was the axial direction of the bending test. Then, a bending test was performed by the V block method with a bending angle of 90 ° under the condition that the pressing load was 100 kN and the pressing holding time was 5 s. In the present invention, a 90 ° V bending test was performed, and the ridgeline of the bending apex was observed with a 40-fold microscope (RH-2000: manufactured by Hirox Co., Ltd.), and cracks having a crack length of 200 ⁇ m or more were observed. The minimum bending radius (R) was defined as the bending radius when the bending radius was no longer possible. When the value (R / t) obtained by dividing R by the plate thickness (t) was 2.0 or less, the bending test was judged to be good.
  • the LME resistance property was judged by a high temperature tensile test. As described below, when the test steel is a plated steel sheet, the steel sheet was cut out so as to include a plated layer to prepare a tensile test piece, which was subjected to a high-temperature tensile test. On the other hand, when the test steel is a cold-rolled steel sheet having no plating layer, the plated steel sheet is overlaid on the cold-rolled steel sheet and spot-welded in order to judge the LME resistance when the welding partner is the plated steel sheet. Then, a tensile test piece was prepared and subjected to a high-temperature tensile test.
  • the corresponding grain boundary frequency was determined for the surface layer of the steel sheet bonded to the plated steel sheet.
  • a strip-shaped sample having a width of 105 mm and a length of 25 mm was taken from the test steel so that the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet was the tensile direction of the high-temperature tensile test.
  • the obtained strip-shaped sample is overlaid with a 270 MPa class GA steel sheet of the same size and a thickness of 0.6 mm, and spot welded to both ends of the sample to cool it.
  • a rolled steel sheet and a 270 MPa class GA steel sheet were joined.
  • the end faces of the cold-rolled steel sheet bonded to the 270 MPa class GA steel sheet and each plated steel sheet (GI, GA, EG) were ground to a width of 99 mm and a length of 20 mm.
  • the shoulder portion has a radius of 20 mm
  • the width of the parallel portion is 5 mm
  • the length of the parallel portion is 20 mm.
  • a notch having a radius of 2 mm is formed in the center of the parallel portion on the plating layer side at a notch interval.
  • the 270 MPa class GA steel sheet is ground 0.55 mm and the cold-rolled steel sheet is ground 0.25 mm while leaving the joint surface with the 270 MPa class GA steel sheet, and the thickness of the tensile test piece is set to 1. Adjusted to 0.0 mm.
  • the plate thickness was adjusted to 1.0 mm by one-side grinding to prepare a notched tensile test piece having a plating layer on one side. Using the obtained tensile test piece with a notch, a high-temperature tensile test was performed using a hot working reproduction device (Thermec Master Z).
  • the area ratio of ferrite and hard phase, the volume ratio of retained austenite, the carbon concentration in retained austenite, the corresponding grain boundary frequency of the surface layer of the steel sheet, the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet, the softening thickness of the surface layer, and , The minor axis length of retained austenite was determined.
  • the remaining tissue was also confirmed by tissue observation.
  • the presence or absence of cracks in the plating layer was investigated. The results are shown in Table 3-1 and Table 3-2.
  • the TS is 980 MPa or more, and the dimensional accuracy, ductility, stretch flangeability, bendability and LME resistance at the time of molding are excellent.
  • tensile strength (TS), dimensional accuracy during molding (YR), ductility (El), stretch flangeability ( ⁇ ), bendability (R / t) and LME resistance (plate thickness reduction rate). ) Is inferior to any one or more.

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Abstract

延性、伸びフランジ性、曲げ性および耐ＬＭＥ性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さ９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法を提供すること。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣａおよびＳｂを含有するとともに、［％Ｓｉ］、［％Ｍｎ］、［％Ｐ］、［％Ｍｏ］および［％Ｃｒ］が所定の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト、硬質相、残留オーステナイトを有し、残留オーステナイト中の炭素濃度が０．５５％以上１．１０％以下、鋼板中の拡散性水素量が０．８０質量ｐｐｍ以下、表層軟化厚みが５μｍ以上１５０μｍ以下、および高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度が０．４５以下である鋼組織を有し、引張強さが９８０ＭＰａ以上である、高強度鋼板。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　車両の軽量化によるＣＯ２排出量削減と、車体の高強度化による耐衝突性能の向上との両立を目的に、自動車用薄鋼板を高強度化した上で薄板化する試みが進められている。例えば、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、引張強さ（ＴＳ）９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を適用した事例が増加している。
　自動車の補強部品および骨格構造部品に用いられる高強度鋼板には、優れた成形性が求められる。例えば、クラッシュボックス等の部品は打抜き端面や曲げ加工部を有するため、成形性の観点からは、高い延性、伸びフランジ性、および曲げ性を有する鋼板が好適である。
　また、自動車の補強部品および骨格構造部品に用いられる高強度鋼板には、高い寸法精度で部品を製造できることが要求される。高い寸法精度で部品を製造するためには、鋼板の降伏比（ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強さＴＳ）を一定範囲内に制御することが重要である。鋼板の降伏比（ＹＲ）を一定範囲内に制御することで、鋼板成形後のスプリングバックを抑制し、成形時の寸法精度を高めることが可能となる。さらに、鋼板の降伏比（ＹＲ）を増加させることで、衝突時における部品の衝撃吸収エネルギーを上昇させることができる。
　自動車部品への高強度鋼板の適用比率を増加させるために、上述した特性を総合的に満足する高強度鋼板が求められている。
　従来、自動車部品への適用を目的として様々な高強度鋼板が開発されている。例えば、特許文献１においては、体積分率で、４０％以上のフェライトを含有し、５％以上の焼き戻しマルテンサイトを含有し、フェライトの硬度（ＤＨＴＦ）とマルテンサイトの硬度（ＤＨＴＭ）の比（ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ）が１．５～３．０であり、残部組織がフェライト及びベイナイト組織よりなる、最大引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上で穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板とその製造方法が開示されている。
　特許文献２においては、鋼板の表面からの深さが前記鋼板の厚さの１／４の位置において、体積分率で、焼戻しマルテンサイト：３．０％以上、フェライト：４．０％以上、かつ残留オーステナイト：５．０％以上、で表される組織を有し、母材中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは５ＧＰａ～１０ＧＰａであり、母材中の焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの一部又は全部はＭ－Ａを形成しており、脱炭フェライト層中のフェライトの体積分率は、鋼板の表面からの深さが鋼板の厚さの１／４の位置における母材のフェライトの体積分率の１２０％以上であり、脱炭フェライト層中のフェライトの平均粒径は２０μｍ以下であり、脱炭フェライト層の厚さは５μｍ～２００μｍであり、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの体積分率は１．０体積％以上であり、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの個数密度は０．０１個／μｍ２以上であり、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは８ＧＰａ以下である、高い強度を得ながら、伸び特性及び曲げ性を向上することができるめっき鋼板およびその製造方法が開示されている。
　さらに最近になって、高強度亜鉛めっき鋼板をスポット溶接する際に、めっき層の亜鉛が鋼板表層の結晶粒界に拡散侵入して、液体金属脆化（ＬＭＥ：Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が起き、粒界割れ（ＬＭＥ割れ）が発生することが確認されている。ＬＭＥ割れは、亜鉛めっき層を有しない高強度冷延鋼板においても、溶接相手が亜鉛めっき鋼板であれば発生し得るため、いずれの高強度鋼板においても問題視されつつある。そのため、高強度鋼板の骨格部品への適用に際しては、耐ＬＭＥ特性に優れた高強度鋼板が要望されている。
特開２００７－３０２９１８号公報 国際公開第２０１６／１７１２３７号
　しかしながら、特許文献１においては、曲げ性および耐ＬＭＥ特性について検討されていない。また、特許文献２においては、穴広げ性および耐ＬＭＥ特性について検討されていない。このように、強度、延性、伸びフランジ性、曲げ性および耐ＬＭＥ特性を総合的に満足し、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な鋼板は存在しない。
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、延性、伸びフランジ性、曲げ性および耐ＬＭＥ性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さ９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその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、高い寸法精度で部品を製造することが可能である（成形時の寸法精度が高い）とは、ＹＲが５０％以上８０％以下であることを意味する。なお、ＹＲは次式（１）で求められる。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ・・・・（１）
　また、延性に優れるとは、延性の指標である全伸び（Ｅｌ）の値が２０％以上であることを意味する。
　また、伸びフランジ性に優れるとは、伸びフランジ性の指標である穴広げ率（λ）の値が２０％以上であることを意味する。
　また、曲げ性に優れるとは、曲げ角度を９０°としてＶブロック法により曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を４０倍のマイクロスコープで観察し、亀裂長さが２００μｍ以上の亀裂が認められなくなる最小曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値（Ｒ／ｔ）が、２．０以下であることを意味する。
　また、耐ＬＭＥ特性については、実施例で記載する高温引張試験後の試験片の破断部を、試験片の引張方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように切断し、板厚断面を観察して、引張破断先端部から４００μｍ離れた位置の板厚ｔを求める。該板厚ｔを次式（２）に代入して求めた板厚減少量が０．２０以上である場合、耐ＬＭＥ特性に優れると判断する。
板厚減少率＝（ｔ０－ｔ）／ｔ０・・・（２）
ここで、ｔ０は引張試験前の切欠き付引張試験片の初期板厚、ｔは引張破断先端部からつかみ部側に向かって４００μｍ離れた位置の板厚である。例えば図１に示す破断部のＬ断面においては、ｔは図示する通りに定まる。
　なお、板厚減少率の数値が大きい場合、すなわち、引張試験時にくびれが大きく生じた後に破断した場合、耐ＬＭＥ特性に優れると判断する。
　本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
（１）軟質相であるフェライトを主体とする組織とし、該組織中に、硬質相であるベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイト、ならびに残留オーステナイトを分散させることで、部材の寸法精度、および延性に優れた、引張強さ９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を実現することができる。
（２）鋼板中の拡散性水素量を０．８０質量ｐｐｍ以下とすることで、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を実現することができる。
（３）Ｃａの含有量および鋼板中の拡散性水素量を低減し、かつ、表層軟化厚みを５μｍ以上１５０μｍ以下に制御することで、曲げ性に優れた高強度鋼板を実現することができる。
（４）高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度を０．４５以下、かつ、表層軟化厚みを５μｍ以上１５０μｍ以下に制御することで、耐ＬＭＥ特性に優れた高強度鋼板を実現することができる。
　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以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１２０％以上０．２５０％以下、
Ｓｉ：０．８０％以上２．００％以下、
Ｍｎ：１．５０％以上２．４５％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｃｒ：０．３００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下および
Ｓｂ：０．２００％以下を含有するとともに、下記（１）式から求められるＭｎｅｑが２．４０％以上３．４０％以下の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　フェライトの面積率が１５％以上５５％以下、
　硬質相の面積率が４０％以上８５％以下、
　残留オーステナイトの体積率が４％以上２０％以下、
　前記残留オーステナイト中の炭素濃度が０．５５％以上１．１０％以下、
　鋼板中の拡散性水素量が０．８０質量ｐｐｍ以下、
　表層軟化厚みが５μｍ以上１５０μｍ以下および
　高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度が０．４５以下である鋼組織を有し、
　引張強さが９８０ＭＰａ以上である、高強度鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
Ｍｎｅｑ＝０．２６×［％Ｓｉ］＋［％Ｍｎ］＋３．５×［％Ｐ］＋２．６８×［％Ｍｏ］＋１．２９×［％Ｃｒ］・・・（１）
　なお、（１）式中の［％Ｘ］は、鋼中の元素Ｘの含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［２］前記残留オーステナイトの平均短軸長さが２．０μｍ以下である、上記［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下および
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］表面にめっき層を有する、上記［１］～［３］のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
［５］上記［１］または［３］に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし、
　次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
　次いで、前記熱延板に、冷間圧延の最終パスの圧下率が１％以上５％以下であり、該最終パスの一つ前のパスの圧下率が５％以上３０％以下である条件で冷間圧延を施して冷延板とし、
　次いで、前記冷延板を、露点が－３５℃以上の雰囲気中で、７４０℃以上８８０℃以下の加熱温度まで加熱し、次いで、該加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となる条件で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程を行い、
　次いで、前記冷延板を、（冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の再加熱温度まで再加熱し、該再加熱温度にて１０ｓ以上保持する、高強度鋼板の製造方法。
［６］前記冷間圧延後、かつ前記焼鈍工程の前に、前記冷延板を、８３０℃以上の加熱温度まで加熱し、該加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上となる条件で冷却する予備焼鈍工程を行う、上記［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記予備焼鈍工程の後、前記冷延板を５０℃以下まで冷却し、０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延し、その後、前記焼鈍工程を行う、上記［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、延性、伸びフランジ性、曲げ性および耐ＬＭＥ性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さ９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法を提供することができる。
板厚減少量の測定、および対応粒界頻度の観察位置について説明するための概略図である。
　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。
　先ず、鋼板の成分組成の適正範囲およ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：０．１２０％以上０．２５０％以下
　Ｃは、硬質相であるベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイト、並びに残留オーステナイトを所定の量生成させて、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得るために有効な元素である。Ｃの含有量が０．１２０％未満では、硬質相の面積率や残留オーステナイトの体積率が減少し、またフェライトの面積率が増加して、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とすることが困難になり、また延性も低下する。一方、Ｃの含有量が０．２５０％を超えると、硬質相中の炭素濃度が過度に増加し、硬質相の硬さが上昇した結果、軟質相であるフェライトと硬質相の硬度差が大きくなることから、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．１２０％以上０．２５０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．１４０％以上、より好ましくは０．１５０％以上とする。また、Ｃの含有量は、好ましくは０．２３０％以下、より好ましくは０．２２０％以下とする。
　Ｓｉ：０．８０％以上２．００％以下
　Ｓｉは、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することで、残留オーステナイトの体積率および残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。また、Ｓｉの含有量を低減することで、鋼板表層の対応粒界頻度を低減し、耐ＬＭＥ特性を向上することができる。Ｓｉの含有量が０．８０％未満では、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下する。一方、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。さらに、対応粒界頻度が増加するため、耐ＬＭＥ特性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．８０％以上２．００％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．００％以上とする。また、Ｓｉの含有量は、好ましくは１．８０％以下、より好ましくは１．７０％以下とする。
　Ｍｎ：１．５０％以上２．４５％以下
　Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、硬質相の面積率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が１．５０％未満では、硬質相の面積率が減少し、またフェライトの面積率が増加して、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が２．４５％を超えると、硬質相の面積率が増加し、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、１．５０％以上２．４５％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．７０％以上、より好ましくは１．８０％以上とする。また、Ｍｎの含有量は、好ましくは２．４０％以下、より好ましくは２．３０％以下とする。
　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上にする。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、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、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｐの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上とする。また、Ｐの含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０３０％以下とする。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、鋼中で硫化物として存在し、含有量が０．０２００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる。その結果、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。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。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。また、Ｓの含有量は、好ましくは０．００４０％以下とする。
　Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下
　Ａｌは、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、また残留オーステナイトの生成を促進して、残留オーステナイトの体積率、および残留オーステナイト中の炭素濃度に影響を及ぼす元素である。こうした効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．０１０％以上にする。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、フェライトが多量に生成し、成形時の寸法精度が低下する。したがって、Ａｌの含有量は、０．０１０％以上１．０００％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上とする。また、Ａｌの含有量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０７０％以下とする。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、鋼中で窒化物として存在し、含有量が０．０１００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる。その結果、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。また、Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
　Ｍｏ：０．５００％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Ｍｏの含有量が０．５００％を超えると、硬質相の面積率が増加し、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、Ｍｏの含有量は０．５００％以下にする。なお、Ｍｏの含有量の下限は０．０００％であってもよいが、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｍｏの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．３００％以下、より好ましくは０．１００％以下とする。また、Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．０３０％以上とする。
　Ｃｒ：０．３００％以下
　Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Ｃｒの含有量が０．３００％を超えると、硬質相の面積率が増加し、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量は０．３００％以下にする。なお、Ｃｒの含有量の下限は０．０００％であってもよいが、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｃｒの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。また、Ｃｒの含有量は、好ましくは０．２５０％以下、より好ましくは０．１００％以下とする。
　Ｃａ：０．０２００％以下
　Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。Ｃａの含有量が０．０２００％を超えると、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、上記介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。そのため、Ｃａの含有量は０．０２００％以下にする。なお、Ｃａの含有量の下限は０．００００％であってもよいが、生産技術上の制約から、Ｃａの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。また、Ｃａの含有量は、好ましくは０．００２０％以下とする。
　Ｓｂ：０．２００％以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面の酸化を抑制し、表層軟化厚みを制御するために有効な元素である。また、Ｓｂは、焼鈍中に鋼板表層の窒化を抑制することで、鋼板表層の対応粒界頻度を低減することができる元素である。Ｓｂの含有量が０．２００％を超えると、表層軟化部を形成することができないため、曲げ性および耐ＬＭＥ特性が低下する。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｂの含有量の下限は０．０００％であってもよいが、対応粒界頻度を低減し、より良好な耐ＬＭＥ特性を得るためには、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｂの含有量は、より好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００５％以上とする。また、Ｓｂの含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。
　Ｍｎｅｑ：２．４０％以上３．４０％以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。Ｍｎｅｑは、硬質相の面積率を制御し、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とし、成形時に優れた寸法精度を得、かつ優れた延性を得るために有効なパラメータである。Ｍｎｅｑが２．４０％未満では、硬質相の面積率が減少し、またフェライトの面積率が増加して、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｍｎｅｑが３．４０％を超えると、硬質相の面積率が増加し、またフェライトの面積率が減少して、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、Ｍｎｅｑは２．４０％以上３．４０％以下とする。Ｍｎｅｑは、好ましくは２．５０％以上、より好ましくは２．５５％以上とする。また、Ｍｎｅｑは、好ましくは３．３０％以下、より好ましくは３．２０％以下とする。
　ここで、Ｍｎｅｑは、次式（１）によって算出する。
Ｍｎｅｑ＝０．２６×［％Ｓｉ］＋［％Ｍｎ］＋３．５×［％Ｐ］＋２．６８×［％Ｍｏ］＋１．２９×［％Ｃｒ］・・・（１）
　なお、（１）式中の［％Ｘ］は、鋼中の元素Ｘの含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［任意成分］
　本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下およびＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を、単独で、または組み合わせて含有することが好ましい。
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、熱間圧延時または焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種の含有量を、それぞれ０．００１％以上にする。一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種の含有量が、それぞれ０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を添加する場合、それらの含有量はそれぞれ０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００５％以上とする。また、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を添加する場合、それらの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０６０％以下とする。
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで、焼入れ性を向上させることができる元素であり、Ｂを鋼中に添加することで、焼鈍冷却時のフェライトの生成および粒成長を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上にする。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させることから、打抜き後の総ボイド数密度が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０１００％以下とする。Ｂを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。また、Ｂを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
　Ｃｕは、焼入れ性を大きくする元素であり、硬質相の面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより好適な範囲内とし、かつ成形時の寸法精度をより向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．０１％以上にする。一方、Ｃｕの含有量が１．００％を超えると、硬質相の面積率が増加し、成形時の寸法精度および延性が低下する。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｃｕを添加する場合、その含有量は０．０１％以上１．００％以下とする。Ｃｕを添加する場合、その含有量は、好ましくは、０．０２％以上とする。また、Ｃｕを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．２０％以下とする。
　Ｎｉは、焼入れ性を大きくする元素であり、硬質相の面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより好適な範囲内とし、かつ成形時の寸法精度をより向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．０１％以上にする。一方、Ｎｉの含有量が０．５０％を超えると、硬質相の面積率が増加し、成形時の寸法精度および延性が低下する。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合、その含有量は０．０１％以上０．５０％以下とする。Ｎｉを添加する場合、その含有量は、好ましくは、０．０２％以上とする。また、Ｎｉを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．２０％以下とする。
　Ｓｎは、焼鈍中の鋼板表面の酸化を抑制し、表層軟化厚みをより好適に制御するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｓｎの含有量は０．００１％以上にする。一方、Ｓｎの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｓｎを添加する場合、その含有量は０．００１％以上０．２００％以下とする。Ｓｎを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．００５％以上とする。また、Ｓｎを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．０５０％以下とする。
　Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、熱間圧延時または焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。加えて、Ｔａには、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し、析出強化を安定化させることで鋼板の強度を向上する効果があると考えられる。こうした効果を得るためには、Ｔａの含有量は０．００１％にする。一方、Ｔａの含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｔａを添加する場合、その含有量は０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｔａを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．００５％以上とする。また、Ｔａを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．０２０％以下とする。
　Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｇの含有量を０．０００１％以上とする。一方、Ｍｇの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｇを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０２００％以下とする。Ｍｇを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。また、Ｍｇを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
　Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒは、いずれも介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上の含有量は、それぞれ０．００１％以上にする。一方、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上の含有量がそれぞれ０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上を添加する場合、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上の含有量は、それぞれ０．０００１％以上０．０２０％以下とする。Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上を添加する場合、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上の含有量は、それぞれ好ましくは０．００２％以上とする。また、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上を添加する場合、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの１種または２種以上の含有量は、それぞれ好ましくは０．０１０％以下とする。
　ＲＥＭは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＲＥＭの含有量は、０．０００１％以上にする。一方、ＲＥＭの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、ＲＥＭを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０２００％以下とする。ＲＥＭを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．００１０％以上とする。また、ＲＥＭを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．０１００％以下とする。
　上述した成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、上記任意成分について、含有量が下限値未満の場合には本発明の効果を害さないため、これら任意元素を下限値未満含む場合は不可避的不純物として扱う。
　次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
　フェライトの面積率：１５％以上５５％以下
　軟質相であるフェライトを主体とする組織とすることで、ＹＲを所望の範囲に制御することができることから、成形時に優れた寸法精度を得ることができ、かつ優れた延性を得ることができる。また、フェライトは水素の固溶度が低いため、フェライトを主体とする組織とすることで、鋼板中の拡散性水素量を低減することができ、その結果、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性が向上する。また、曲げ性も向上する。こうした効果を得るためには、フェライトの面積率を１５％以上にする。一方、フェライトの面積率が５５％を超えると、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。したがって、フェライトの面積率は１５％以上５５％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは１９％以上、より好ましくは２２％以上とする。また、フェライトの面積率は、好ましくは５１％以下、より好ましくは４８％以下とする。
　硬質相の面積率：４０％以上８５％以下
　硬質相であるベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトを、合計で４０％以上含有することで、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得ることができる。一方、硬質相の面積率が８５％を超えると、成形時の寸法精度および延性が低下する。また、鋼板中の拡散性水素量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、硬質相の面積率は４０％以上８５％以下とする。硬質相の面積率は、好ましくは４５％以上、より好ましくは４９％以上、さらに好ましくは５２％以上とする。また、硬質相の面積率は、好ましくは８１％以下、より好ましくは７８％以下とする。
　ここで、フェライトの面積率および硬質相の面積率の測定方法は、以下の通りである。
　鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストで研磨する。次いで、アルミナを用いて観察面に仕上げ研磨を施す。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、加速電圧を７ｋＶ、測定領域を４５μｍ×４５μｍとして、観察面の４視野について測定する。測定後のデータを標準試料を用いた検量線法により炭素濃度に変換する。４視野のデータを合計し、鋼中の炭素濃度を［％Ｃ］として、０．５×［％Ｃ］以下の炭素濃度を含有する領域をフェライト、０．５×［％Ｃ］より大きく３．２×［％Ｃ］より小さい炭素濃度を含有する領域を硬質相と定義することで、それぞれの面積率を算出する。
　残留オーステナイトの体積率：４％以上２０％以下
　残留オーステナイトを４％以上含有することで、優れた延性を得ることができる。一方、残留オーステナイトの体積率が２０％を超えると、残留オーステナイトは高い水素濃度を有していることから、打抜き時または曲げ試験時に加工を受けてマルテンサイト変態した際に、マルテンサイト内部でボイドが生じる。よって、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ試験時にマルテンサイト内部で生じるボイドが亀裂の起点となるため、曲げ性も低下する。したがって、残留オーステナイトの体積率は４％以上２０％以下とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは５％以上、より好ましくは６％以上とする。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは１８％以下、より好ましくは１６％以下とする。
　残留オーステナイト中の炭素濃度：０．５５％以上１．１０％以下
　残留オーステナイト中の炭素濃度を０．５５％以上とすることで、優れた延性を得ることができ、かつ成形時に優れた寸法精度を得ることができる。一方、残留オーステナイト中の炭素濃度が１．１０％を超えると、打抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇するため、穴広げ時の亀裂進展が促進され、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、残留オーステナイト中の炭素濃度は０．５５％以上１．１０％以下する。残留オーステナイト中の炭素濃度は、好ましくは０．６０％以上、より好ましくは０．６５％以上とする。また、残留オーステナイト中の炭素濃度は、好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．９５％以下、さらに好ましくは０．９０％以下とする。
　ここで、残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行なって、観察面とする。該観察面を、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線としては、ＣｏのＫα線源を用い、ｂｃｃ鉄の(２００)、(２１１)、（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の(２００)、(２２０)、（３１１）各面の回折強度の比を求め、これを残留オーステナイトの体積率とする。
　また、残留オーステナイト中の炭素濃度の測定方法は、以下の通りである。
　まず残留オーステナイトの格子定数を、オーステナイトの（２２０）面の回折ピークのシフト量から、下記式（３）により算出する。
ａ＝１．７９０２１√２／ｓｉｎθ　・・・（３）
　得られた残留オーステナイトの格子定数ａ、および鋼全体に占める元素Ｍの含有量（質量％）を、下記式（４）に代入することにより、残留オーステナイト中の炭素濃度［％Ｃ］を算出する。
ａ＝３．５７８＋０．０００９５［％Ｍｎ］＋０．０２２［％Ｎ］＋０．０００６［％Ｃｒ］＋０．００３１［％Ｍｏ］＋０．００５１［％Ｎｂ］＋０．００３９［％Ｔｉ］＋０．００５６［％Ａｌ］＋０．０３３［％Ｃ］　・・・（４）
　ここで、ａは残留オーステナイトの格子定数（Å）、θは（２２０）面の回折ピーク角度を２で除した値（ｒａｄ）、［％Ｃ］は残留オーステナイト中のＣの質量％である。［％Ｃ］以外の［％Ｍ］は、鋼全体に占める元素Ｍの含有量（質量％）である。
　残留オーステナイトの平均短軸長さ：２．０μｍ以下
　上記残留オーステナイトの平均短軸長さは、２．０μｍ以下とすることが好ましい。残留オーステナイトの平均短軸長さを２．０μｍ以下にすることで、打抜き後のボイドの生成量を減少し、伸びフランジ性をより向上することができる。なお、残留オーステナイトの平均短軸長さの下限は特に規定しないが、残留オーステナイトの平均短軸長さが０．２μｍ未満であると、引張変形後期の時点であっても、残留オーステナイトがマルテンサイト変態しないため、延性への寄与が小さくなる。したがって、残留オーステナイトの平均短軸長さは、好ましくは０．２μｍ以上とする。また、残留オーステナイトの平均短軸長さは、より好ましくは１．９μｍ以下、さらに好ましくは１．６μｍ以下、１．０μｍ以下とする。
　ここで、残留オーステナイトの平均短軸長さの測定方法は、以下の通りである。
　鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストで研磨する。その後、アルミナを用いて観察面に仕上げ研磨を施す。次いで、１ｖｏｌ．％ナイタールで観察面を腐食する。鋼板の板厚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）について、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ；Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて５０００倍の倍率で３視野観察する。得られた組織画像をＡｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて解析し、残留オーステナイトの短軸長さを３視野分算出する。３視野分の残留オーステナイトの短軸長さを平均して、残留オーステナイトの平均短軸長さとする。なお、上記の組織画像において、残留オーステナイトは平均結晶粒径が５．０μｍ以下の微細な白色の組織を呈しているので、識別および短軸長さの測定が可能である。
　また、本発明に従う鋼組織では、上述したフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイト、および、残留オーステナイト以外に、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が、面積率で３％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。なお、その他の鋼板の組織（残部組織）は、例えばＳＥＭ観察で確認し判定すればよい。
　鋼板中の拡散性水素量：０．８０質量ｐｐｍ以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。本発明者らは、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を実現すべく、鋭意検討を重ねた結果、鋼板中の拡散性水素量が、伸びフランジ性、および曲げ性と関連していることを見出した。さらなる検討の結果、鋼板中の拡散性水素量を０．８０質量ｐｐｍ以下に低減することにより、優れた伸びフランジ性、および曲げ性を得ることができることを見出し、本発明を完成するに至った。なお、鋼板中の拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、鋼板中の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上とすることが好ましい。鋼板中の拡散性水素量は、より好ましくは、０．０５質量ｐｐｍ以上とする。また、鋼板中の拡散性水素量は、好ましくは０．６０質量ｐｐｍ以下、より好ましくは０．３５質量ｐｐｍ以下とする。なお、拡散性水素量を測定する鋼板は、めっき処理前の高強度鋼板の他、めっき処理後加工前の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板であってもよい。また、めっき処理後、打ち抜き加工、伸びフランジ成形、および曲げ加工等の加工を施された鋼板の母材鋼板であってもよく、さらに加工後の鋼板を溶接して製造された製品の母材鋼板部分であってもかまわない。
　ここで、鋼板中の拡散性水素量の測定方法は、以下の通りである。鋼板がめっき層を有さない高強度鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取する。また、鋼板が高強度溶融亜鉛めっき鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去する。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法によって測定する。具体的には、室温から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、鋼板中の拡散性水素量とする。
　表層軟化厚み：５μｍ以上１５０μｍ以下
　板厚１／４位置と比較して、鋼板の表層部を軟化させることで、優れた曲げ性および耐ＬＭＥ特性を得ることができる。こうした効果を得るためには、表層軟化部の厚み（表層軟化厚み）を５μｍ以上にする。一方、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とするために、表層軟化厚みは１５０μｍ以下とする。したがって、表層軟化厚みは５μｍ以上１５０μｍ以下とする。表層軟化厚みは、好ましくは１０μｍ以上、より好ましくは１５μｍ以上とする。また、表層軟化厚みは、好ましくは１１０μｍ以下、より好ましくは８０μｍ以下とする。
　ここで、表層軟化厚みの測定方法は、以下の通りである。
　鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、板厚表面から板厚方向５μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、５μｍ間隔で測定を行なう。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行なう。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して９５％以下に減少した領域を軟化領域とし、鋼板表層から軟化領域までの板厚方向の厚みを表層軟化厚みと定義する。
　高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度：０．４５以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度を０．４５以下に低減することにより、ＬＭＥ割れが優先的に進行する対応粒界の数を減らすことができ、優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。なお、高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度の下限は特に規定しないが、高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度は０．０５以上であるのが一般的である。高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度は、好ましくは０．１５以上とする。また、高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度は、好ましくは０．４０以下、より好ましくは０．３５以下とする。
　ここで、高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度は、以下の通り算出する。
　実施例で記載する高温引張試験後の試験片の破断部を含むように、試験片の引張方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように、切断により対応粒界頻度測定用サンプルを採取する。次いで、ダイヤモンドペーストおよびアルミナペーストを用いたバフ研磨で、対応粒界頻度測定用サンプルの板厚断面を平滑化した後、イオンミリングで加工層を完全に除去する。次いで、供試鋼が冷延鋼板の場合は、めっき鋼板と接合させた側の鋼板表層について、供試鋼がめっき鋼板の場合は、めっき層側の鋼板表層について、結晶方位を、ＦＥ－ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（ＪＳＭ７１００Ｆ：日本電子株式会社製、ＯＩＭ：株式会社ＴＳＬ製）で測定する。ＥＢＳＤ測定は、マルテンサイトの下部組織を結晶方位で評価するために十分な測定条件（観察位置：ＬＭＥ割れ発生部近傍、測定視野：６０μｍ（引張方向）×４０μｍ（亀裂進展方向）、測定点間隔：４０ｎｍ）で行う。ここで、ＬＭＥ割れ発生部近傍とは、高温引張試験後に鋼板表面に生じた複数の亀裂（ＬＭＥ割れ）の中間の領域を指す。図１の例においては、亀裂ａとｂとの中間の領域Ａと、亀裂ｂとｃとの中間の領域Ｂとが、それぞれＬＭＥ割れ発生部近傍である。なお、図１の例のようにＬＭＥ割れ発生部近傍が複数存在する場合、対応粒界頻度の観察は、いずれの箇所において行ってもよい。得られたＥＢＳＤ観察結果について、測定視野内における鋼板表層の全粒界の性格を調査する。次いで、測定視野内における鋼板表層の対応粒界の関係を有する粒界の数、および測定視野内における鋼板表層の粒界の総数から、次式によって鋼板表層の対応粒界頻度を算出する。
［高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度］＝［測定視野内における鋼板表層の対応粒界の関係を有する粒界の数］／［測定視野内における鋼板表層の粒界の総数］
　ここで、対応粒界とは、Σ２３以下の低ΣＣＳＬ（Ｃｏｉｎｃｉｄｅｎｔ Ｓｉｔｅ Ｌａｔｔｉｃｅ）粒界と定義する。
　本発明に係る高強度鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である。
　なお、ＴＳの測定は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して、以下の通り行う。高強度鋼板より、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取する。該試験片を用いて、クロスヘッド変位速度Ｖｃが１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＴＳを測定する。
　本発明に係る高強度鋼板は、表面にめっき層を有していてもよい。めっき層の組成は特に限定されず、一般的な組成であり得る。めっき層はいかなる方法によって形成されていてもよく、例えば、溶融めっき層、または電気めっき層であり得る。また、めっき層は、合金化されていてもよい。
　好ましくは、めっき層は溶融亜鉛めっき層である。溶融亜鉛めっき層の組成は特に限定されない。一例においては、めっき層は、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、およびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有する。めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７～１５質量％、より好ましくは８～１３質量％である。
　また、めっき層としては、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層）も好ましい。Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層の組成は特に限定されないが、Ａｌを１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇを０．１質量％以上１０質量％以下含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成とすることが好ましい。また、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層は、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、ＣｅおよびＬａからなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。また、めっき層はいかなる金属を主体とするものでもよく、例えばＡｌめっき層等であってもよい。
　めっきの付着量は特に限定されないが、母材鋼板片面あたりのめっき付着量を２０～８０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。
　めっき層は、好ましくは、クラックを有する。めっき層がクラックを有することで、母材鋼板中の拡散性水素量をより好適な範囲まで低減することができる。その結果、伸びフランジ性、および曲げ性を向上することができる。
　ここで、めっき層がクラックを有するかは、以下の通りに判定する。母材鋼板表面に形成されためっき層について、ＳＥＭを用いて１５００倍の倍率で、母材鋼板のおもて面および裏面の各面について２視野ずつ、計４視野観察し、１０μｍ以上の長さを有するクラックが、上記４視野のいずれかに１つ以上存在する場合、クラックを有すると判定する。
　なお、本発明に係る高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。
　次に、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
［実施形態１］
　はじめに、上述した成分組成を有する鋼スラブを製造する。まず鋼素材を溶製して上記成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ（スラブ）を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止するため、鋼スラブは連続鋳造法によって製造することが好ましい。
　次いで、製造した鋼スラブに粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延板とする。
　一例においては、上記のように製造した鋼スラブを、一旦室温まで冷却し、その後スラブ加熱してから圧延する。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℃以上とすることが好ましい。また、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℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度は、加熱時のスラブ表面の温度を基準とする。
　この他、熱間圧延は、省エネルギープロセスを適用して行ってもよい。省エネルギープロセスとしては、製造した鋼スラブを室温まで冷却せずに、温片のままで加熱炉に装入し、熱間圧延する直送圧延、または製造した鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延などが挙げられる。
　次いで、鋼スラブに通常の条件で粗圧延を施し、シートバーとする。該シートバーに対し、仕上げ圧延を施して、熱延板とする。なお、スラブの加熱温度を低めにした場合は、仕上げ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。仕上げ圧延温度は、圧延負荷を低減するため、また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなると、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、焼鈍板の加工性を低下させる虞があることから、Ａｒ３変態点以上とすることが好ましい。仕上げ圧延後、熱延板を巻き取って回収する。巻取温度は、焼鈍板の成形性の観点から、３００℃以上７００℃以下とすることが好ましい。
　なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板（シートバー）を仕上げ圧延前に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、および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。
　次いで、熱延板に、酸洗を施す。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができることから、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。なお、酸洗は、一回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。
　次いで、酸洗後の熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする。本実施形態においては、タンデム式の多スタンド圧延またはリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により冷間圧延を施す。この際、最終パスの圧下率を１％以上５％以下とし、かつ該最終パスの一つ前のパスの圧下率を５％以上３０％以下とすることが、本実施形態において、極めて重要な発明構成要件である。
　なお、熱間圧延後、熱処理なしで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。なお、熱処理を施したのちに冷間圧延を施す場合、４５０℃以上８００℃以下の保持温度にて、９００ｓ以上３６０００ｓ以下保持することが好ましい。
　冷間圧延の最終パスの圧下率：１％以上５％以下
　本実施形態において、極めて重要な発明構成要件である。最終パスの圧下率を適正に制御して、鋼板表層の冷間圧延組織を作りこみ、次いで、焼鈍することで、鋼板表層の対応粒界頻度を制御し、優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。冷間圧延の最終パスの圧下率が１％未満では、鋼板表層の冷間圧延組織の作りこみができず、焼鈍後に鋼板表層の対応粒界頻度が増加し、耐ＬＭＥ特性が低下する。一方、冷間圧延の最終パスの圧下率が５％を超えると、冷間圧延時に鋼板表層の加工ひずみ量が大きくなり、焼鈍後に鋼板表層の対応粒界頻度が増加し、耐ＬＭＥ特性が低下する。したがって、冷間圧延の最終パスの圧下率は１％以上５％以下とする。冷間圧延の最終パスの圧下率は、好ましくは２％以上、より好ましくは３％以上とする。また、冷間圧延の最終パスの圧下率は、好ましくは、４％以下とする。
　最終パスの一つ前のパスの圧下率：５％以上３０％以下
　本実施形態において、極めて重要な発明構成要件である。最終パスの一つ前のパスの圧下率を適正に制御することで、焼鈍後における硬質相の面積率を適正に制御し、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得ることができ、さらに優れた延性を得ることができる。最終パスの一つ前のパスの圧下率が５％未満では、硬質相の面積率が低下し、またフェライトの面積率が増加して、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、最終パスの前のパスの圧下率が３０％を超えると、焼鈍後におけるフェライトの面積率が減少し、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、最終パスの一つ前のパスの圧下率は５％以上３０％以下とする。最終パスの一つ前のパスの圧下率は、好ましくは６％以上、より好ましくは７％以上である。また、最終パスの一つ前のパスの圧下率は、好ましくは２８％以下、より好ましくは２５％以下である。
　なお、冷間圧延の累積圧下率は特に規定しないが、硬質相の面積率を好適な範囲内に制御することができ、ＴＳをより好適な範囲内とすることができることから、冷間圧延の累積圧下率を３０％以上にすることが好ましい。なお、冷間圧延の累積圧下率の上限は特に規定しないが、成形時の寸法精度を向上するためには、８０％以下であることが好ましく、より好ましくは７０％以下とする。したがって、冷間圧延の累積圧下率は３０％以上とすることが好ましく、より好ましくは３５％以上、さらに好ましくは４０％以上とする。また、冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは８０％以下、より好ましくは７０％以下とする。なお、冷間圧延の圧延パスの回数、並びに、最終パスおよび最終パスの一つ前のパス以外のパスの圧下率については、特に限定されない。
　次いで、上記のようにして得られた冷延板に、焼鈍を行う。焼鈍は一回行ってもよいし、二回行ってもよい。以下では、焼鈍を二回行う場合の一回目の焼鈍工程を、予備焼鈍工程と称し、焼鈍を二回行う場合の二回目の焼鈍工程、および焼鈍を一回行う場合の一回目の焼鈍工程を、単に焼鈍工程とも称する。焼鈍を二回行うことで、微細な残留オーステナイトを生成させることができ、延性および伸びフランジ性を向上させることができる。まず、焼鈍を二回施す場合の予備焼鈍工程について記す。
　焼鈍を二回行う場合、予備焼鈍の加熱温度、すなわち、上述した冷間圧延後、かつ後述する焼鈍工程の前の加熱温度は、８３０℃以上とすることが好ましい。
　予備焼鈍の加熱温度：８３０℃以上
　予備焼鈍の加熱温度を８３０℃以上とすることで、二回目焼鈍後の組織におけるフェライトの面積率および残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内に制御して、延性を向上することができる。また、焼入れマルテンサイトの面積率をより低減して、成形時の寸法精度をより向上することができる。さらに、焼入れマルテンサイトの面積率をより低減して、鋼板中の拡散性水素量も低減し、打抜き後のボイドの生成量をより好適な範囲内とし、伸びフランジ性をより向上する。また、曲げ性もより向上する。なお、一回目焼鈍の加熱温度の上限は特に規定しないが、成形時の寸法精度を向上するためには、９５０℃以下であることが好ましく、より好ましくは９２０℃以下とする。また、一回目焼鈍の加熱温度は、より好ましくは８５０℃以上、さらに好ましくは８７０℃以上とする。
　なお、予備焼鈍の加熱処理の保熱時間は、特に限定はしないが１０ｓ以上１０００ｓ以下の範囲とすることが好ましい。
　次いで、８３０℃以上の加熱温度まで加熱した冷延板を、該加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上となる条件で冷却することが好ましい。
８３０℃以上の加熱温度から５００℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上
　８３０℃以上の加熱温度から５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすることで、予備焼鈍の冷却中にフェライトの生成量を抑え、焼鈍工程後に得られる組織中のフェライトの面積率をより好適な範囲内とし、かつ残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内に制御することができるため、延性をより好適な範囲内とすることができる。また、焼入れマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内とすることができるため、成形時の寸法精度をより好適な範囲内とすることができる。また、焼入れマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内とすることで、鋼板中の拡散性水素量もより好適な範囲内とすることができるため、打抜き後のボイドの生成量を低減し、伸びフランジ性をより向上することができる。また、曲げ性もより好適な範囲内とすることができる。なお、８３０℃以上の加熱温度から５００℃までの平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、１０００℃／ｓ以下であることが好ましい。また、８３０℃以上の加熱温度から５００℃までの平均冷却速度は、より好ましくは８℃／ｓ以上とする。なお、８３０℃以上の加熱温度からの冷却方法は特に限定されず、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、および空冷などの冷却方法を適用できる。
　上記５００℃までの冷却後、５００℃未満からの平均冷却速度、冷却停止温度、および冷却方法は特に限定されない。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、および空冷などを適用することができる。また、一例においては、５００℃未満から、４５０℃以下室温程度の冷却停止温度まで冷却することができる。５００℃未満から冷却停止温度までの平均冷却速度は一例においては５℃／ｓ以上１０００℃／ｓ以下である。なお、冷却停止温度が４５０℃以下１５０℃程度までの範囲の場合、冷却停止温度で１０ｓ以上１０００ｓ以下保熱したのち、５０℃以下室温程度の温度まで冷却してもよい。また、上記冷却停止温度が２５０℃程度以下室温程度までの範囲の場合、冷却停止後、冷却停止温度より高い温度で１０ｓ以上１０００ｓ以下保熱したのち、５０℃以下室温程度の温度まで冷却してもよい。
　好ましくは、上述した予備焼鈍工程の後、冷延板を５０℃以下まで冷却した後、０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延する。
予備焼鈍後、５０℃以下まで冷却後の圧延の伸長率：０．０５％以上１．００％以下
　予備焼鈍後に５０℃以下まで冷却した後に圧延を実施することで、焼鈍後の鋼板表層の対応粒界頻度を低減し、耐ＬＭＥ特性を向上することができる。こうした効果を得るためには、予備焼鈍後に５０℃以下まで冷却した後の圧延の伸長率を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、予備焼鈍後に５０℃以下まで冷却した後における圧延の伸長率が１．００％を超えると、焼鈍後のフェライトおよび硬質相の粒径が減少するため、ＹＲが増加し、成形時の寸法精度が低下する。そのため、予備焼鈍後に５０℃以下まで冷却した後の圧延の伸長率は１．００％以下であることが好ましく、より好ましくは０．７０％以下とする。予備焼鈍後に５０℃以下まで冷却した後の圧延の伸長率は、より好ましくは０．１０％以上とする。
　５０℃以下までの冷却後における圧延は、上述した予備焼鈍工程を行うための焼鈍装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、予備焼鈍工程を行うための焼鈍装置とは不連続な装置上で（オフラインで）行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラーによる加工等の方法による圧延であっても構わない。
　次に、焼鈍を二回行う場合の二回目焼鈍条件、または、焼鈍を一回のみ行う場合の焼鈍条件について記す。焼鈍工程においては、冷延板を、露点が－３５℃以上の雰囲気中で、７４０℃以上８８０℃以下の加熱温度まで加熱し、該加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となる条件で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。
　まず、冷間圧延後、またはさらに予備焼鈍を施した後の冷延板を、露点が－３５℃以上の雰囲気中で、７４０℃以上８８０℃以下まで加熱する。
焼鈍工程の加熱温度：７４０℃以上８８０℃以下
　焼鈍工程の加熱温度が７４０℃未満では、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になるため、焼鈍後の硬質相の面積率および残留オーステナイトの体積率が減少し、またフェライトの面積率が増加して、ＴＳおよび延性が低下する。一方、加熱温度が９００℃を超えると、オーステナイト単相域での加熱となるため、焼鈍後のフェライトの面積率が減少し、また硬質相の面積率が増加して、成形時の寸法精度、および延性が低下する。したがって、加熱温度は７４０℃以上８８０℃以下とする。加熱温度は、好ましくは７６０℃以上、より好ましくは７７０℃以上、さらに好ましくは７８０℃以上とする。また、加熱温度は、好ましくは８６０℃以下とする。より好ましくは８５０℃以下とする。
　なお、上記加熱温度での保持時間は特に限定しないが、１０ｓ以上６００ｓ以下とすることが好ましい。
上記加熱温度での雰囲気の露点：－３５℃以上
　加熱温度における雰囲気の露点を－３５℃以上にすることで、空気中の水分を介して脱炭が進行し、鋼板表層部に軟化層を形成することができる。その結果、優れた曲げ性および耐ＬＭＥ特性を得ることができる。なお、加熱温度域における露点の上限は特に規定しないが、ＴＳを好適な範囲内とするためには１５℃以下であることが好ましく、より好ましくは５℃以下とする。上記加熱温度における露点は、好ましくは－３０℃以上、より好ましくは－２５℃以上とする。なお、上記加熱温度域の温度は鋼板の表面温度を基準とする。即ち、鋼板の表面温度が上記加熱温度にある場合に、雰囲気の露点を上記範囲内に調整する。
　次いで、冷延板を、５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となる条件で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。
加熱温度から５００℃までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
　７４０℃以上８８０℃以下までの上記加熱温度から５００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることで、硬質相およびフェライトの面積率を所望の範囲内に制御することができ、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得ることができる。なお、加熱温度から５００℃までの平均冷却速度の上限は特に規定しないが、加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、焼鈍後のフェライトの面積率が減少する。そのため、成形時の寸法精度および延性を向上する観点からは、加熱温度から５００℃までの平均冷却速度の上限は５０℃／ｓ以下にすることが好ましく、より好ましくは３５℃／ｓ以下とする。また、加熱温度から５００℃までの平均冷却速度は、好ましくは１２℃／ｓ以上、より好ましくは１５℃／ｓ以上、さらに好ましくは２０℃／ｓ以上とする。
焼鈍工程の冷却停止温度：１５０℃以上３００℃以下
　冷却停止温度をマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することで、後述する再加熱後の保熱工程で生成するベイニティックフェライトの面積率を増加し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができる。また、冷却停止時点で、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させることで、鋼板中の拡散性水素量が低減でき、その結果、打抜き後のボイドの生成量を減少し、伸びフランジ性を向上することができる。また、優れた曲げ性を得ることもできる。冷却停止温度が１５０℃未満では、冷却中に存在する未変態オーステナイトが、冷却停止時点でほぼ全量マルテンサイトに変態するために、ベイニティックフェライトの面積率が減少し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。また、焼戻しマルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＲが増加し、成形時の寸法精度が低下する。また、残留オーステナイト中の炭素濃度を所望の範囲内とすることができず、延性および成形時の寸法精度の確保が困難となる。一方、冷却停止温度が３００℃を超えると、ベイニティックフェライトの面積率が減少し、残留オーステナイトの体積率が所望の範囲内とならず、延性が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＲが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、残留オーステナイト中の炭素濃度を所望の範囲内とすることができず、延性および成形時の寸法精度の確保が困難となる。また、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、冷却停止温度は１５０℃以上３００℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは１７０℃以上、より好ましくは１８０℃以上とする。また、冷却停止温度は、好ましくは２７０℃以下、より好ましくは２４０℃以下とする。
　なお、上記冷却における、５００℃未満から上記冷却停止温度までの平均冷却速度は、特に限定されないが、通常１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下である。
　次いで、焼鈍工程の後の冷延板を、（冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の再加熱温度まで再加熱し、該再加熱温度にて１０ｓ以上保持する。
　再加熱温度：（冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下
　焼鈍工程の後に冷却停止温度より高い温度で再加熱することで、冷却停止時に存在するマルテンサイトを焼戻し、かつ、マルテンサイト中に過飽和に固溶したＣをオーステナイトへと拡散させることで、室温で安定なオーステナイト、すなわち残留オーステナイトの生成が可能となる。再加熱温度が（冷却停止温度＋５０℃）未満では、ベイナイト変態のノーズ位置より低温側であるため、ベイニティックフェライトの面積率が減少し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができず、延性が低下する。また、残留オーステナイト中の炭素濃度を所望の範囲内とすることができず、延性および成形時の寸法精度の確保が困難となる。また、鋼板中の拡散性水素量の低減が困難となり、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＲが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。一方、再加熱温度が５００℃を超えると、ベイナイト変態のノーズ位置より高温側であるため、ベイニティックフェライトの面積率が減少し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができず、延性が低下する。また、残留オーステナイト中の炭素濃度を所望の範囲内とすることができず、延性および成形時の寸法精度の確保が困難となる。また、焼入れマルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＲが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、再加熱温度は（冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下とする。再加熱温度は、好ましくは（冷却停止温度＋８０℃）以上、より好ましくは（冷却停止温度＋１００℃）以上とする。また、（二回目焼鈍の）再加熱温度は、好ましくは４５０℃以下とする。
　再加熱温度での保熱時間：１０ｓ以上
　再加熱温度で保熱することで、ベイニティックフェライトの面積率を増加させ、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に実現することができる。再加熱温度での保熱時間が１０ｓ未満の場合、ベイニティックフェライトの面積率が減少し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。また、残留オーステナイト中の炭素濃度を所望の範囲内とすることができず、延性および成形時の寸法精度の確保が困難となる。また、鋼板中の拡散性水素量の低減が困難となり、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＲが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、再加熱温度での保熱時間は１０ｓ以上とする。なお、再加熱温度での保熱時間の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、１０００ｓ以下とすることが好ましい。再加熱温度での保熱時間は、好ましくは１３ｓ以上、より好ましくは１６ｓ以上とする。また、再加熱温度での保熱時間は好ましくは１０００ｓ以下、より好ましくは２００ｓ以下とする。
　再加熱温度で保熱後の平均冷却速度、冷却停止温度、および冷却方法は特に限定されない。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、および空冷などを適用することができる。また、鋼板表面の酸化防止の観点から、再加熱温度で保熱後、５０℃以下まで冷却することが好ましく、より好ましくは室温程度まで冷却する。該冷却の平均冷却速度は通常１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下である。なお、高強度鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
　また、上記の高強度鋼板に調質圧延を施してもよい。調質圧延の圧下率は、１．５０％を超えると、鋼の降伏応力が上昇し成形時の寸法精度が低下することから、１．５０％以下とすることが好ましい。なお、調質圧延での圧下率の下限は、特に限定しないが、生産性の観点から０．０５％以上とすることが好ましい。また、調質圧延は上述した焼鈍工程を行うための焼鈍装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、焼鈍工程を行うための焼鈍装置とは不連続な装置上で（オフラインで）行ってもよい。また、一回の圧延で目的の圧下率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．００％以下の圧下率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラー等による圧延であっても構わない。
　なお、オーステナイトの短軸長さが２．０μｍ以下である高強度鋼板を作製するためには、上述した焼鈍工程の冷却停止温度、および再加熱温度をさらに適正に調節することが有効である。具体的には、焼鈍工程の冷却停止温度を１６０℃以上２５０℃以下、かつ、再加熱温度を３００℃以上４５０℃以下とすることで、オーステナイトの短軸長さを２．０μｍ以下とすることができる。
　焼鈍工程の後に、高強度鋼板にめっき処理を施してもよい。めっき金属の種類は特に限定されず、一例においては亜鉛である。亜鉛めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、および溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき処理を例示できる。なお、焼鈍と溶融亜鉛めっき処理とを連続して行えるよう構成された装置を用いて（１ラインで）焼鈍と溶融亜鉛めっき処理とを施してもよい。その他、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき処理を施してもよい。
　なお、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、高強度鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきとしてはＡｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき後に、４６０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。合金化温度が４６０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、合金化が著しく困難となる。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳおよび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、４６０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましく、より好ましくは４７０℃以上５６０℃以下、さらに好ましくは４７０℃以上５３０℃以下とする。
　また、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき付着量は片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）とすることが好ましい。めっきの付着量は、亜鉛めっき後にガスワイピング等を行うことにより調節することが可能である。
　なお、上記では溶融亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき、または、Ａｌめっき等のめっき層を電気めっきにより形成してもよい。一例において、めっき層は、電気亜鉛めっき層である。電気亜鉛めっき層を形成する場合、めっき液としては、例えば、Ｎｉ：９質量％以上２５質量％以下を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなるめっき液を用いることができる。また、室温以上１００℃以下のめっき浴を用いることが好ましい。なお、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）のめっき付着量は片面あたり１５～１００ｇ／ｍ２（両面めっき）とすることが好ましい。
　上述の通りに、めっき処理を施した高強度鋼板を、５０℃以下まで冷却した後、０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延してもよい。５０℃以下まで冷却した後に実施する圧延の伸長率を０．０５％以上とすることで、めっき層にクラックを導入することができる。めっき層にクラックを導入することで、鋼板中の拡散性水素量を低減することができ、その結果、伸びフランジ性をより向上することができる。一方、５０℃以下までの冷却後における圧延の伸長率が１．００％を超えると、ＹＳが上昇し、成形時の寸法精度が低下する。よって、５０℃以下までの冷却後における圧延の伸長率は、１．００％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．７０％以下とする。また、５０℃以下までの冷却後における圧延の伸長率は、より好ましくは０．１０％以上とする。
　５０℃以下までの冷却後における圧延は、上述しためっき処理を行うためのめっき装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、めっき処理を行うためのめっき装置とは不連続な装置上で（オフラインで）行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラーによる加工等の方法による圧延であっても構わない。
　上述した、５０℃以下までの冷却後の圧延の後、室温以上３００℃以下の温度域で保熱してもよい。室温以上３００℃以下の温度域で保熱することで、鋼板中の拡散性水素量をさらに低減することができ、その結果、打ち抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性および曲げ性を向上することができる。保熱時間は通常３～７日程度であるが、最長で６か月程度保熱してもよい。
　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。
［実施形態２］
　以下では、本発明に係る高強度鋼板の他の実施形態に係る製造方法について説明する。本発明に係る高強度鋼板は、冷間圧延の圧下率を１％以上５％以下とし、かつ最終パスの一つ前のパスの圧下率を５％以上３０％以下とする代わりに、熱間圧延後の熱延板を３５０℃以上６００℃以下の巻取温度で巻き取り、その後、３００℃以上の温度域に５０００ｓ以上滞留させた後、冷却することによって製造することもできる。
　すなわち、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法は、
上述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし、
　次いで、前記熱延板を３５０℃以上６００℃以下の巻取温度で巻き取り、
　その後、３００℃以上の温度域に５０００ｓ以上滞留させた後、冷却し、
　次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
　次いで、前記熱延板に、冷間圧延の累積圧下率が３０％以上７５％以下である条件で冷間圧延を施して冷延板とし、
　次いで、前記冷延板を、露点が－３５℃以上の雰囲気中で、７４０℃以上８８０℃以下の加熱温度まで加熱し、次いで、該加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となる条件で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する、焼鈍工程を行い、
　次いで、前記冷延板を、（冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の再加熱温度まで再加熱し、該再加熱温度にて１０ｓ以上保持する、高強度鋼板の製造方法である。
　まず、上述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とする。熱間圧延の詳細については、実施形態１と同様である。
　熱間圧延後の巻取温度：３５０℃以上６００℃以下
　仕上げ圧延後、熱延板を巻き取って回収する。この際、巻取温度を３５０℃以上とすることで、熱間圧延時に生成した酸化スケールにＣが拡散し、すなわち、鋼板表層の脱炭が促進し、焼鈍板の表層軟化厚み、および、鋼板表層の対応粒界頻度を所望の範囲内に制御することができる。その結果、優れた曲げ性および耐ＬＭＥ特性を得ることができる。一方、熱間圧延後の巻取温度が６００℃を超えると、焼鈍板の表層軟化厚みが増大し、９８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、熱間圧延後の巻取温度は３５０℃以上６００℃以下とする。鋼板の板厚の１／４位置のＣ強度に対する鋼板の表層のＣ強度の比を０．７以下に制御する観点からは、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは３８０℃以上、より好ましくは４１０℃以上とする。また、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは５７０℃以下、より好ましくは５５０℃以下とする。
　巻取後の３００℃以上の温度域での滞留時間：５０００ｓ以上
　本実施形態において、極めて重要な発明構成要件である。熱延板を巻取って熱延コイルを得た後、該熱延コイルを、３００℃以上の温度域で、滞留時間を５０００ｓ以上として滞留させる。なお、滞留時間は、熱延板が熱延コイルとなった時点から測定する。これにより、熱間圧延時に生成した酸化スケールにＣが拡散し、すなわち、鋼板表層の脱炭が促進し、焼鈍板の表層軟化厚み、および、鋼板表層の対応粒界頻度を所望の範囲内に制御することができる。その結果、優れた曲げ性および耐ＬＭＥ特性を得ることができる。なお、熱延板を巻取り後、該巻取温度から、３００℃以上の温度域での滞留時間が５０００ｓ以上となるように保温または冷却してもよいし、巻取温度から一端３００℃未満まで冷却させた後、３００℃以上まで再加熱して、３００℃以上の温度域で５０００ｓ以上滞留させてもよい。一方、巻取後の３００℃以上の温度域での滞留時間の上限は特に規定しないが、ＴＳを好適な範囲内とするためには、巻取後の３００℃以上の温度域での滞留時間は１０００００ｓ以下とすることが好ましい。したがって、巻取後の３００℃以上の温度域での滞留時間は５０００ｓ以上とする。鋼板の板厚の１／４位置のＣ強度に対する鋼板の表層のＣ強度の比を０．７以下に制御する観点からは、巻取後の３００℃以上の温度域での滞留時間は、好ましくは７０００ｓ以上、より好ましくは９０００ｓ以上とする。また、巻取後の３００℃以上の温度域での滞留時間は、好ましくは８００００ｓ以下、より好ましくは４００００ｓ以下とする。また、熱延コイルを滞留させる温度は、３００℃以上の温度域であれば、特に限定されないが、好ましくは、６００℃以下とする。また、熱延コイルを滞留させる温度は、好ましくは、３５０℃以上とする。
　３００℃以上の温度域で、５０００ｓ以上滞留させた後、熱延板を冷却する。この際の冷却速度は、特に限定されないが、例えば、０．００１℃／ｓ以上１℃／ｓ以下である。冷却停止温度は、特に限定されず、例えば、２０℃以上２００℃以下とすればよい。
　次いで、熱延板に、酸洗を施す。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができることから、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。なお、酸洗は、一回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。
　酸洗の前または後に、熱延板に熱処理を施してもよい。酸洗の前または後に、熱延板に熱処理を施すことで、鋼板表層の脱炭が促進し、焼鈍板の表層軟化厚みをより好適な範囲内とすることができる。また、鋼板の板厚の１／４位置のＣ強度に対する鋼板の表層のＣ強度の比を、所望の範囲内に制御することができる。なお、酸洗の前または後における熱処理条件は、４５０℃以上６５０℃以下の温度域で、９００ｓ以上保持とすることが好ましい。熱処理の保持時間の上限は、特に規定しないが、好ましくは３６０００ｓ以下の保持とすることが好ましい。
　次いで、酸洗後の熱延板、または酸洗後に上記熱処理を施した熱延板（熱処理板）に冷間圧延を施して冷延板とする。本実施形態においては、タンデム式の多スタンド圧延またはリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により冷間圧延を施す。
　冷間圧延の累積圧下率：３０％以上７５％以下
　冷間圧延の累積圧下率を３０％以上とすることで、フェライトの面積率を２５％以下とすることができる。その結果、ＹＲを所望の範囲内に制御し、成形時に優れた寸法精度を得ることができる。一方、冷間圧延の累積圧下率が７５％を超えると、冷間圧延時に鋼板表層の加工ひずみ量が大きくなり、焼鈍後に鋼板表層の対応粒界頻度が増加し、耐ＬＭＥ特性が低下する。したがって、冷間圧延の累積圧下率は３０％以上７５％以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは４０％以上、より好ましくは４５％以上とする。また、冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは７０％以下、より好ましくは６５％以下とする。　
　本実施形態においては、上述した実施形態１とは異なり、冷間圧延の最終パスの圧下率および最終パスの一つ前のパスの圧下率は特に限定されないが、実施形態１と同様、最終パスの圧下率を１％以上５％以下とし、かつ該最終パスの一つ前のパスの圧下率を５％以上３０％以下とすることが好ましい。
　冷間圧延の最終パスの圧下率：１％以上５％以下
　最終パスの圧下率を適正に制御して、鋼板表層の冷間圧延組織を作りこみ、次いで、焼鈍することで、鋼板表層の対応粒界頻度をより好適な範囲に制御し、より優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。冷間圧延の最終パスの圧下率を１％以上とすることで、鋼板表層の冷間圧延組織を好適に作りこみ、焼鈍後の鋼板表層の対応粒界頻度をより好適な範囲に制御し、より優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。また、冷間圧延の最終パスの圧下率を５％以下とすることで、冷間圧延時の鋼板表層の加工ひずみ量を好適な範囲内とし、焼鈍後の鋼板表層の対応粒界頻度をより好適な範囲に制御し、より優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。したがって、冷間圧延の最終パスの圧下率は１％以上５％以下とすることが好ましい。冷間圧延の最終パスの圧下率は、より好ましくは２％以上、さらに好ましくは３％以上とする。また、冷間圧延の最終パスの圧下率は、より好ましくは、４％以下とする。
　最終パスの一つ前のパスの圧下率：５％以上３０％以下
　最終パスの一つ前のパスの圧下率を適正に制御することで、焼鈍後における硬質相の面積率をより好適な範囲内に制御し、ＴＳをより好適な範囲内とし、かつ成形時により優れた寸法精度を得ることができ、さらに、より優れた延性を得ることができる。最終パスの一つ前のパスの圧下率を５％以上とすることで、硬質相、およびフェライトの面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより好適な範囲内とすることができる。また、最終パスの前のパスの圧下率を３０％以下とすることで、焼鈍後におけるフェライトの面積率をより好適な範囲内とし、成形時に、より優れた寸法精度および延性を得ることができる。したがって、最終パスの一つ前のパスの圧下率は５％以上３０％以下とすることが好ましい。最終パスの一つ前のパスの圧下率は、より好ましくは６％以上、さらに好ましくは７％以上である。また、最終パスの一つ前のパスの圧下率は、より好ましくは２８％以下、さらに好ましくは２５％以下である。
　なお、冷間圧延の圧延パスの回数、並びに、最終パスおよび最終パスの一つ前のパス以外のパスの圧下率については、特に限定されない。
　次いで、上記のようにして得られた冷延板に、焼鈍を行う。次いで、焼鈍後の冷延板を再加熱して、再加熱温度にて１０ｓ以上保持し、本実施形態に係る高強度鋼板を得る。焼鈍工程、および焼鈍後の再加熱の詳細については、上述した実施形態１と同様であるため、ここでは説明を省略する。
　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からなる鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを１２５０℃に加熱して、粗圧延した。次いで仕上げ圧延温度９００℃にて仕上げ圧延を施し、巻き取り温度４５０℃で巻き取り、熱延板とした。該熱延板に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施した。冷間圧延の最終パス、および最終パスの一つ前のパスの圧下率は、表２－１、および表２－２に示す通りにした。冷延後の冷延板の板厚は、１．２ｍｍとした。
　次いで、表２－１、および表２－２に示した条件で焼鈍処理を施し、冷延鋼板（ＣＲ）を得た。なお、予備焼鈍工程において、加熱温度での保持時間は、１４０～２１０ｓとした。また、焼鈍工程において、加熱温度での保持時間は、５０～１２０ｓとした。予備焼鈍工程において、５００℃未満からの平均冷却速度は、３～１００℃／ｓとした。焼鈍工程において、５００℃未満から冷却停止温度までの平均冷却速度は、５～２５℃／ｓとした。一部の冷延板については、さらにめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、および電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。溶融亜鉛めっき浴としては、ＧＩを製造する場合は、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。また、ＧＡを製造する場合は、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。浴温はＧＩ、ＧＡいずれを製造する場合においても、４７０℃とした。また、ＥＧを製造する場合、めっき液としては、Ｎｉ：９質量％以上２５質量％以下を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなるめっき液を使用した。めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とした。ＥＧを製造する場合は、片面あたり６０ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とした。ＧＡを製造する場合の合金化処理は、５５０℃程度で施した。また、ＧＩのめっき層の組成は、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～１．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなっていた。ＧＡのめっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなっていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　以上のようにして得られた冷延鋼板および各めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、伸びフランジ性、曲げ性および耐ＬＭＥ特性を評価した。
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。該試験片を用いて、クロスヘッド変位速度Ｖｃが１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳおよびＥｌを測定した。なお、本発明ではＴＳ：９８０ＭＰａ以上を合格と判断した。また、成形時の寸法精度の指標であるＹＲが、５０％以上８０％以下の場合、成形時の寸法精度が良好であると判断した。なお、ＹＲは上述の式（１）に基づき算出した。さらに、Ｅｌが２０％以上であれば、延性に優れると判断した。
　伸びフランジ性は、穴広げ試験により評価した。穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍのサンプルを剪断で採取した。該サンプルに、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。内径７５ｍｍのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。下記の式から、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　ただし、上式において、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。鋼板の強度に関係なく、λの値が２０％以上の場合に、伸びフランジ性が良好であると判断した。
　曲げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍとする短冊状の試験片を採取した。その後、押込み荷重が１００ｋＮ、押付け保持時間を５ｓとする条件で、曲げ角度を９０°としてＶブロック法により曲げ試験を行った。なお、本発明では、９０°Ｖ曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を４０倍のマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）で観察し、亀裂長さが２００μｍ以上の亀裂が認められなくなった際の曲げ半径を最小曲げ半径（Ｒ）とした。Ｒを板厚（ｔ）で除した値（Ｒ／ｔ）が、２．０以下の場合を、曲げ試験が良好と判断した。
　耐ＬＭＥ特性は、高温引張試験により判断した。以下に説明するように、供試鋼がめっき鋼板である場合には、めっき層を含むよう鋼板を切り出して引張試験片を作製し、高温引張試験に供した。一方、供試鋼がめっき層を有さない冷延鋼板である場合には、溶接相手がめっき鋼板である場合における耐ＬＭＥ特性を判断するために、冷延鋼板にめっき鋼板を重ねてスポット溶接し、引張試験片を作製し、高温引張試験に供した。そして、引張破断後の試験片において、めっき鋼板と接合させた側の鋼板表層について対応粒界頻度を求めた。
　まず供試鋼より、鋼板の圧延方向に対して直角方向が高温引張試験の引張方向となるように、幅が１０５ｍｍ、長さが２５ｍｍの短冊状のサンプルを採取した。冷延鋼板を供試鋼とする場合は、得られた短冊状のサンプルに、同サイズで剪断した板厚０．６ｍｍの２７０ＭＰａ級ＧＡ鋼板を重ね、サンプルの両端にスポット溶接を施すことで冷延鋼板と２７０ＭＰａ級ＧＡ鋼板とを接合した。２７０ＭＰａ級ＧＡ鋼板と接合した冷延鋼板、および、各めっき鋼板（ＧＩ、ＧＡ、ＥＧ）について、幅が９９ｍｍ、長さが２０ｍｍとなるよう端面研削した。次いで、肩部の半径が２０ｍｍ、平行部の幅が５ｍｍ、平行部の長さが２０ｍｍとなるように加工し、さらに、めっき層側の平行部の中央に半径が２ｍｍのノッチを、ノッチ間隔が３ｍｍとなるように加工して、切欠き付引張試験片を作製した。なお、電極との接触性を確保する観点から、切欠き付引張試験片の板厚を１．０ｍｍに調整した。供試鋼が冷延鋼板の場合、２７０ＭＰａ級ＧＡ鋼板との接合面を残しつつ２７０ＭＰａ級ＧＡ鋼板を０．５５ｍｍ研削、冷延鋼板を０．２５ｍｍ研削して、引張試験片の板厚を１．０ｍｍに調整した。供試鋼が各めっき鋼板の場合は、片側研削により板厚を１．０ｍｍに調整して、片面にめっき層を有する切欠き付引張試験片を作製した。得られた切欠き付引張試験片を用いて、熱間加工再現装置（サーメックマスターＺ）を使用し、高温引張試験を行った。９００℃まで１００℃／ｓで昇温した後、すぐに４０℃／ｓでガス冷却し、７００℃に到達後、直ちに５０ｍｍ／ｓのクロスヘッド速度で破断まで引張試験を行うことで、ＬＭＥ割れを発生させた。試験片破断後は１００℃／ｓで２００℃以下までガス冷却した。
　上記の通り高温引張試験に供した試験片の破断部について、試験片の引張方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように、切断により板厚減少率測定用サンプルを採取し、上述の式（２）で示す板厚減少率を求めた。なお、本発明では、板厚減少率が０．２０以上の場合、耐ＬＭＥ特性に優れると判断した。
　また、前述した方法にしたがって、フェライトおよび硬質相の面積率、残留オーステナイトの体積率、残留オーステナイト中の炭素濃度、鋼板表層の対応粒界頻度、鋼板中の拡散性水素量、表層軟化厚み、および、残留オーステナイトの短軸長さを求めた。また、残部組織についても組織観察で確認した。さらに、めっき層のクラックの有無について調べた。
　結果を表３－１および表３－２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表３－１および表３－２に示すように、本発明例では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、成形時の寸法精度、延性、伸びフランジ性、曲げ性および耐ＬＭＥ特性が優れている。一方、比較例では、引張強さ（ＴＳ）、成形時の寸法精度（ＹＲ）、延性（Ｅｌ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ／ｔ）および耐ＬＭＥ特性（板厚減少率）のいずれか一つ以上が劣っている。
　本発明に係る高強度鋼板を、例えば、自動車部品等の構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費向上を図ることができる。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１２０％以上０．２５０％以下、
    Ｓｉ：０．８０％以上２．００％以下、
    Ｍｎ：１．５０％以上２．４５％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｍｏ：０．５００％以下、
    Ｃｒ：０．３００％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下および
    Ｓｂ：０．２００％以下を含有するとともに、下記（１）式から求められるＭｎｅｑが２．４０％以上３．４０％以下の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　フェライトの面積率が１５％以上５５％以下、
    　硬質相の面積率が４０％以上８５％以下、
    　残留オーステナイトの体積率が４％以上２０％以下、
    　前記残留オーステナイト中の炭素濃度が０．５５％以上１．１０％以下、
    　鋼板中の拡散性水素量が０．８０質量ｐｐｍ以下、
    　表層軟化厚みが５μｍ以上１５０μｍ以下および
    　高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度が０．４５以下である鋼組織を有し、
    　引張強さが９８０ＭＰａ以上である、高強度鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    Ｍｎｅｑ＝０．２６×［％Ｓｉ］＋［％Ｍｎ］＋３．５×［％Ｐ］＋２．６８×［％Ｍｏ］＋１．２９×［％Ｃｒ］・・・（１）
    　なお、（１）式中の［％Ｘ］は、鋼中の元素Ｘの含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
  2. 　前記残留オーステナイトの平均短軸長さが２．０μｍ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：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
    Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、
    Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下および
    ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　表面にめっき層を有する、請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 　請求項１または３に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし、
    　次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
    　次いで、前記熱延板に、冷間圧延の最終パスの圧下率が１％以上５％以下であり、該最終パスの一つ前のパスの圧下率が５％以上３０％以下である条件で冷間圧延を施して冷延板とし、
    　次いで、前記冷延板を、露点が－３５℃以上の雰囲気中で、７４０℃以上８８０℃以下の加熱温度まで加熱し、次いで、該加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となる条件で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程を行い、
    　次いで、前記冷延板を、（冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の再加熱温度まで再加熱し、該再加熱温度にて１０ｓ以上保持する、高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記冷間圧延後、かつ前記焼鈍工程の前に、前記冷延板を、８３０℃以上の加熱温度まで加熱し、該加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上となる条件で冷却する予備焼鈍工程を行う、請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記予備焼鈍工程の後、前記冷延板を５０℃以下まで冷却し、０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延し、その後、前記焼鈍工程を行う、請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
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