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WO2017150117A1 - 高強度鋼板、及びその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板、及びその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2017150117A1
WO2017150117A1 PCT/JP2017/004594 JP2017004594W WO2017150117A1 WO 2017150117 A1 WO2017150117 A1 WO 2017150117A1 JP 2017004594 W JP2017004594 W JP 2017004594W WO 2017150117 A1 WO2017150117 A1 WO 2017150117A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
residual
temperature
mass
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2017/004594
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
宗朗 池田
康二 粕谷
忠夫 村田
賢司 斉藤
俊夫 村上
裕一 二村
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2016182966A external-priority patent/JP6749818B2/ja
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority to US16/080,571 priority Critical patent/US20190085426A1/en
Priority to MX2018010446A priority patent/MX2018010446A/es
Priority to EP17759588.1A priority patent/EP3412786B1/en
Priority to CN201780013822.5A priority patent/CN108699653B/zh
Priority to KR1020187027683A priority patent/KR102174562B1/ko
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Ceased legal-status Critical Current

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

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate and a manufacturing method thereof. Specifically, it has excellent workability at room temperature, and the tensile strength when processing at a temperature of 100 to 350 ° C. is much lower than the molding load when processing at room temperature is 980 MPa or more.
  • the present invention relates to a high-strength steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • Steel sheets used for automobile structural parts and the like are required to have a high strength of 980 MPa or more in order to realize collision safety for passengers and fuel efficiency improvement.
  • a steel plate is usually formed into a part shape at room temperature, and this forming is subjected to press working. Therefore, the steel sheet is required to have good press workability (hereinafter sometimes simply referred to as workability).
  • a TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel sheet is known as a steel sheet having both strength and workability (for example, Patent Document 1).
  • a TRIP steel sheet is a steel sheet containing metastable austenite (hereinafter sometimes referred to as residual austenite, sometimes referred to as residual ⁇ ), and transforms into martensite when the steel sheet deforms under stress. This has the effect of promoting the hardening of the deformed portion and preventing the concentration of strain, thereby improving the uniform deformability and exhibiting good elongation.
  • residual austenite hereinafter sometimes referred to as residual austenite, sometimes referred to as residual ⁇
  • the TRIP steel sheet may not be applied depending on the part shape. Therefore, it is desired to reduce the load on the press machine and reduce the molding load at the time of pressing. That is, it is recommended that the strength is low during press working and high strength when used after press working.
  • a method of press forming by heating the steel plate to, for example, about 100 ° C. to A 1 point is conceivable.
  • the deformation resistance is reduced by warming the steel plate, the forming load during press working can be reduced.
  • Patent Documents 2 and 3 are known as techniques for reducing the forming load during press working by warming and forming a steel plate.
  • Patent Document 2 describes a high-tensile steel sheet having a tensile strength of 450 MPa or more and excellent in warm formability and shape freezing property, which is suitable for a processing method in which heating is performed in a temperature range of 350 ° C. to A 1 point and press forming. Has been.
  • This high-tensile steel sheet satisfies a predetermined component composition, and the ratio of the tensile strength at 450 ° C. to the tensile strength at room temperature is 0.7 or less, and the crystal structure of the steel is that of the martensite phase.
  • the volume ratio is 10% or more and 80% or less, the average diameter of each dispersed martensite phase is 8 ⁇ m or less, and the volume ratio of the ferrite phase is the largest in the structure other than martensite.
  • the high-strength thin steel sheet described in Patent Document 2 has a small decrease in tensile strength at 150 ° C., and in order to obtain a sufficient effect of reducing the load at the time of forming, after all, it is in a temperature range of 350 ° C. to A 1 point. It is necessary to heat and press mold. However, when heated to such a high temperature, the surface state of the steel sheet is impaired by oxidation, and the energy for heating the steel sheet increases.
  • Patent Document 3 describes a high-strength steel sheet that sufficiently reduces strength when warm-formed at 150 to 250 ° C., but can ensure high strength of 980 MPa or more when used at room temperature after forming.
  • This high-strength steel sheet has an area ratio of 5 to 20% of retained austenite with respect to the entire structure, and the C concentration (C ⁇ R ) of the retained austenite is controlled to 0.5 to 1.0% by mass.
  • the present invention has been made paying attention to the above-mentioned circumstances, and the purpose thereof is excellent in workability at room temperature, in particular, elongation and hole expansibility, for a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • Another object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having a reduced forming load when processed at a temperature of 100 to 350 ° C., and a method for producing the same.
  • One aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.10 to 0.5%, Si: 1.0 to 3%, Mn: 1.5 to 3%, P: more than 0%, 0.1%
  • S more than 0%, 0.05% or less
  • Al 0.005 to 1%
  • N more than 0%, 0.01% or less
  • the metal structure of the steel sheet includes polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and retained austenite.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing a diffraction peak of residual ⁇ measured by an X-ray diffraction method.
  • FIG. 2 is a schematic diagram for explaining a form in which at least one selected from the group consisting of retained austenite and carbide is connected.
  • FIG. 3A is a schematic diagram for explaining a distribution state of bainite and tempered martensite.
  • FIG. 3B is a schematic diagram for explaining a distribution state of bainite and tempered martensite.
  • FIG. 4 is a schematic view showing an annealing pattern when manufacturing a high-strength steel sheet according to the present invention.
  • the metal structure of the high-strength steel sheet is a mixed structure containing polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and retained austenite.
  • the metal structure of the high-strength steel sheet is (A) When the metal structure is observed with a scanning electron microscope, Polygonal ferrite: 10 to 50 area%, Bainite: 10-50 area%, Tempered martensite: 10 to 80% by area satisfied, (B) When the metal structure is measured by the X-ray diffraction method, Residual austenite: 5.0% by volume or more, Residual austenite having a carbon concentration of 1.0% by mass or less: 3.5% by volume or more, It is important to satisfy the residual austenite having a carbon concentration of 0.8% by mass or less: 2.4% by volume or less.
  • Residual ⁇ is a structure necessary for improving uniform deformability and ensuring good elongation by the TRIP effect. Further, the residual ⁇ is a structure necessary for securing strength.
  • the volume ratio of residual ⁇ (hereinafter sometimes referred to as V ⁇ R ) is 5.0% or more, preferably 8%, with respect to the entire metal structure. Above, more preferably 10% or more.
  • V ⁇ R the volume fraction of residual ⁇ , relative to the entire metal structure, preferably 30% or less, more preferably 25% or less.
  • the residual ⁇ may be generated between laths, or an aggregate of lath-like structures, for example, blocks, packets, or old ⁇ grain boundaries on the MA mixed phase in which fresh martensite and residual ⁇ are combined. It may exist in a lump as a part.
  • MA is an abbreviation for Martensite-Authentite Constituent.
  • the volume ratio V ⁇ R of the residual ⁇ is a value measured by an X-ray diffraction method.
  • the high-strength steel sheet has a volume fraction of retained austenite having a carbon concentration of 1.0 mass% or less [hereinafter referred to as V ⁇ R (C), particularly when the metal structure is measured by an X-ray diffraction method. ⁇ 1.0%). ] Is a volume fraction of retained austenite having a carbon concentration of 0.8% by mass or less [hereinafter, V ⁇ R (C ⁇ 0.8%). ] Of 2.4% or less is important. That is, as described below, it is important to appropriately generate residual ⁇ having a carbon concentration of more than 0.8 mass% and 1.0 mass% or less.
  • the load during warming can be sufficiently reduced by setting the volume ratio of residual ⁇ having a carbon concentration of 1.0% by mass or less to a certain level or more.
  • ⁇ TS that is, tensile strength at room temperature (hereinafter sometimes referred to as room temperature TS), it is warm.
  • the value (room temperature TS ⁇ warm TS) obtained by subtracting the tensile strength (hereinafter sometimes referred to as “warm TS”) can be used. It can be said that the larger the ⁇ TS, the more the load during warming is sufficiently reduced.
  • ⁇ TS Decrease in deformation resistance due to high processing temperature; and (2) Residual ⁇ is unstable at room temperature and improves tensile strength TS, but is stable at warm temperature and does not improve tensile strength TS; A method of using can be considered.
  • V ⁇ R (C ⁇ 1.0%) is preferably 4.0% by volume or more, and more preferably 4.5% by volume or more.
  • the upper limit of V ⁇ R (C ⁇ 1.0%) is not particularly limited, and the maximum value of V ⁇ R (C ⁇ 1.0%) is equal to the volume ratio of residual ⁇ contained in the steel sheet.
  • V ⁇ R (C ⁇ 1.0%) is preferably 10% by volume or less, more preferably 8% by volume or less.
  • V ⁇ R (C ⁇ 0.8%) The volume fraction V ⁇ R (C ⁇ 0.8%) of residual ⁇ with a carbon concentration of 0.8% by mass or less was calculated.
  • the present inventors have found that the content may be 2.4% by volume or less with respect to the entire metal structure.
  • V ⁇ R (C ⁇ 0.8%) is preferably 2.3% by volume or less, more preferably 2.2% by volume or less, and still more preferably 2.1% by volume or less.
  • V ⁇ R (C ⁇ 0.8%) is preferably as small as possible, and most preferably 0% by volume.
  • V ⁇ R (C ⁇ 1.0%) to 3.5% by volume or more
  • ⁇ TS can be increased, and the molding load at warm temperature can be reduced more than the molding load at room temperature.
  • V ⁇ R (C ⁇ 0.8%) to 2.4% by volume or less, it is possible to increase the hole expansion ratio ⁇ when the hole expansion processing is performed at room temperature, and to improve the workability at room temperature. .
  • the present inventors confirmed that residual ⁇ having a carbon concentration exceeding 1.0 mass% is stable at both room temperature and warm, so that the influence on ⁇ TS and the hole expansion rate ⁇ at room temperature is small. ing.
  • the present invention focusing on the carbon concentration of individual residual ⁇ , not the average carbon concentration of residual ⁇ , the residual ⁇ having a carbon concentration of more than 0.8 mass% and 1.0 mass% or less is positive. It is greatly different from the conventional technology in that it is generated in the above. That is, even if the amount of residual ⁇ is the same and the average value of the carbon concentration of the residual ⁇ is the same, the amount of residual ⁇ generated and the carbon concentration of 1.0% by mass or less The present inventors have found that the characteristics obtained are greatly changed if the amount of ⁇ produced is different.
  • the volume fraction of residual ⁇ and the average carbon concentration of residual ⁇ are measured by X-ray diffraction after grinding to a thickness of 1 ⁇ 4 of the steel plate and then chemical polishing.
  • the measurement principle is ISIJ Int. Vol. 33, 1933, no. 7, p. 776 can be referred to.
  • an X-ray diffractometer (RINT-1500) manufactured by Rigaku Corporation was used as the X-ray diffractometer, and Co-K ⁇ rays were used as the X-ray.
  • the distribution of carbon concentration of residual ⁇ was determined as follows using three diffraction peaks of (200) ⁇ , (220) ⁇ , and (311) ⁇ measured with the above X-ray diffractometer.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing a diffraction peak of residual ⁇ measured by an X-ray diffraction method.
  • lattice constant a 0 seek (hkl), and their three lattice constants a 0 (hkl) and arithmetic mean of the determined lattice constants a 0.
  • a 0 (hkl) d (hkl) ⁇ (h 2 + k 2 + l 2 ) (2)
  • the following equation is obtained from the above equations (7) and (8):
  • V.gamma R is the total volume fraction of retained ⁇ to the entire metal structure.
  • Polygonal ferrite is softer than bainite and is a structure that acts to increase the elongation of the steel sheet and improve the workability at room temperature.
  • the area ratio of polygonal ferrite is 10% or more, preferably 20% or more, more preferably 25% or more with respect to the entire metal structure.
  • the area ratio of polygonal ferrite is 50% or less, preferably 45% or less, more preferably 40% or less, based on the entire metal structure. To do.
  • the area ratio of the polygonal ferrite can be measured with a scanning electron microscope.
  • Bainite generated by the bainite transformation is a structure that effectively acts to concentrate C into austenite and obtain residual ⁇ .
  • bainite has the intensity
  • the area ratio of bainite is 10% or more, preferably 15% or more, more preferably 20% or more with respect to the entire metal structure.
  • the amount of bainite produced becomes excessive, the strength decreases, so that the area ratio of bainite is 50% or less, preferably 40% or less, more preferably 30% or less with respect to the entire metal structure.
  • the bainite is a structure in which the average of the interval between at least one selected from the group consisting of residual ⁇ and carbide is 1 ⁇ m or more when observed with a scanning electron microscope after the section of the steel sheet is corroded with nital. In addition to bainitic ferrite with no carbide precipitation, it includes those with partial precipitation of carbide.
  • Tempered martensite is a structure that acts to increase both the strength and the hole expansion ratio ⁇ in a well-balanced manner.
  • the area ratio of tempered martensite is 10% or more, preferably 15% or more, more preferably 20% or more with respect to the entire metal structure.
  • the area ratio of tempered martensite is preferably 80% or less of the entire metal structure, preferably Is 70% or less, more preferably 60% or less.
  • the tempered martensite is an average of the interval between at least one selected from the group consisting of residual ⁇ and carbide when less than 1 ⁇ m is selected from the group consisting of residual ⁇ and carbide when the steel sheet is subjected to nital corrosion and then observed with a scanning electron microscope. Organization.
  • the average is the distance between the center positions of the adjacent residual ⁇ , the distance between the center positions of the adjacent carbides, or the residual ⁇ when the cross section of the steel sheet is subjected to Nital corrosion and observed with a scanning electron microscope. It is a value obtained by averaging the results of measuring the distance between the center positions of the carbides adjacent to the residual ⁇ .
  • the distance between the center positions means the distance between the center positions obtained by obtaining the center positions of each residual ⁇ or each carbide and measuring the most adjacent residual ⁇ , the carbides, or the residual ⁇ and the carbide.
  • the center position determines the major axis and minor axis of residual ⁇ or carbide, and is the position where the major axis and minor axis intersect.
  • FIG. 2 is a schematic diagram for explaining a form in which at least one selected from the group consisting of retained austenite and carbide is connected.
  • the distribution state of bainite and tempered martensite is not particularly limited, and both bainite and tempered martensite may be generated in the old austenite grains, and bainite and tempered martensite are generated for each old austenite grain. It may be.
  • FIGS. 3A and 3B The distribution state of bainite and tempered martensite is schematically shown in FIGS. 3A and 3B.
  • FIG. 3A shows a state in which both bainite 21 and tempered martensite 22 are mixed and formed in the prior austenite grains 23, and
  • FIG. 3B shows bainite 21 and tempered martensite 22 for each prior austenite grain 23. Shows how each is generated.
  • the black circle 24 shown in each figure shows the MA mixed phase.
  • 3A and 3B are schematic diagrams for explaining the distribution state of bainite and tempered martensite.
  • the metal structure of the high-strength steel sheet may be composed of polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and residual ⁇ .
  • other structures include MA mixed phase, pearlite.
  • remainder structures such as fresh martensite. Any remaining structure becomes a starting point of cracking and deteriorates the workability at room temperature, so it is preferable that the remaining structure be as small as possible.
  • the remaining structure is preferably 25 area% or less in total when the cross section of the steel plate is subjected to nital corrosion and then observed with a scanning electron microscope.
  • the area ratio of polygonal ferrite, bainite, and tempered martensite is measured with a scanning electron microscope, whereas the volume fraction of residual ⁇ is measured with an X-ray diffraction method, and the measurement method is different.
  • the total area ratio and volume ratio of these tissues may exceed 100%.
  • % in the component composition means mass%.
  • the high-strength steel plate has C: 0.10 to 0.5%, Si: 1.0 to 3%, Mn: 1.5 to 3%, P: more than 0%, 0.1% or less, S: 0 %, 0.05% or less, Al: 0.005 to 1%, and N: more than 0%, 0.01% or less.
  • the C is an element that increases the strength of the steel sheet, and is also an element that is necessary for stabilizing austenite and securing residual ⁇ . In order to exert such an effect, the C amount is 0.10% or more.
  • the amount of C is preferably 0.13% or more, more preferably 0.15% or more. However, if C is contained excessively, weldability deteriorates, so the C content is 0.5% or less.
  • the amount of C is preferably 0.30% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Si is a solid solution strengthening element and is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. Si is an important element for suppressing the precipitation of carbides and condensing and stabilizing C in austenite to secure residual ⁇ . In order to exert such effects, the Si amount is set to 1.0% or more. The Si amount is preferably 1.2% or more, more preferably 1.3% or more. However, if Si is excessively contained, reverse transformation of polygonal ferrite to austenite does not occur during annealing and soaking, and polygonal ferrite remains excessively, resulting in insufficient strength. Moreover, a scale is remarkably formed at the time of hot rolling, and a scale trace is attached to the steel sheet surface, which deteriorates the surface properties. For these reasons, the Si content is 3% or less. The amount of Si is preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
  • Mn is an element that acts as a hardenability improving element, suppresses excessive formation of polygonal ferrite during cooling, and increases the strength of the steel sheet. Mn also contributes to stabilizing the residual ⁇ . In order to exhibit such an effect, the amount of Mn is 1.5% or more. The amount of Mn is preferably 1.8% or more, more preferably 2.0% or more. However, when Mn is contained excessively, the formation of bainite is remarkably suppressed, the desired amount of bainite cannot be secured, and the balance between strength and elongation is deteriorated. In addition, adverse effects such as slab cracking occur. Therefore, the Mn content is 3% or less. The amount of Mn is preferably 2.8% or less, more preferably 2.7% or less.
  • P is an inevitable impurity, and if contained excessively, it promotes grain boundary embrittlement due to grain boundary segregation and deteriorates workability at room temperature, so the P content is 0.1% or less.
  • the amount of P is preferably 0.08% or less, more preferably 0.05% or less.
  • the amount of P is preferably as small as possible, but is usually about 0.001%.
  • the S amount is 0.05% or less.
  • the amount of S is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less.
  • the amount of S is preferably as small as possible, but is usually about 0.0001%.
  • Al is an important element for securing the residual ⁇ by suppressing the precipitation of carbides.
  • Al is an element that also acts as a deoxidizer.
  • the Al amount is set to 0.005% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.010% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the Al content is set to 1% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.8% or less, more preferably 0.5% or less.
  • N is an inevitable impurity, and if it is contained in excess, a large amount of nitride precipitates and becomes the starting point of cracking, and the workability at room temperature deteriorates, so the N amount is 0.01% or less.
  • the N amount is preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less.
  • the amount of N is preferably as small as possible, but is usually about 0.001%.
  • the basic components of the high-strength steel plate are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • As an inevitable impurity mixing of elements brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing facilities, etc. is allowed within a range that does not impair the effects of the present invention.
  • the high-strength steel plate may further contain at least one element belonging to the following (a) to (e) as another element. Further, the elements belonging to the following (a) to (e) may be contained alone, or a plurality of elements belonging to the following (a) to (e) may be contained in combination.
  • (A) Cr and Mo are elements that suppress the formation of excessive polygonal ferrite during cooling and prevent a decrease in strength.
  • the Cr content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.2% or more.
  • the amount of Mo is preferably 0.02% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.2% or more.
  • the content is preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less.
  • the amount of Mo is preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less.
  • Cr and Mo may contain either one or both.
  • Ti, Nb, and V are all elements that act to refine the metal structure and improve the strength and toughness of the steel sheet.
  • the Ti content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.015% or more, and further preferably 0.020% or more.
  • the Nb content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.015% or more, and further preferably 0.020% or more.
  • the amount of V is preferably 0.01% or more, more preferably 0.015% or more, and further preferably 0.020% or more.
  • the effect is saturated even if Ti, Nb, and V are contained excessively.
  • carbides may precipitate at the grain boundaries and workability at room temperature may deteriorate.
  • the Ti content is preferably 0.15% or less, more preferably 0.12% or less, and still more preferably 0.10% or less.
  • the Nb content is preferably 0.15% or less, more preferably 0.12% or less, and still more preferably 0.10% or less.
  • the V amount is preferably 0.15% or less, more preferably 0.12% or less, and still more preferably 0.10% or less.
  • Ti, Nb, and V may contain any 1 type, and may contain 2 or more types chosen arbitrarily.
  • Cu and Ni are elements that act to improve the corrosion resistance of the steel sheet.
  • the amount of Cu is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.10% or more.
  • the amount of Ni is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.10% or more.
  • the effect is saturated even if Cu and Ni are contained excessively.
  • hot workability may deteriorate.
  • the Cu content is preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less.
  • the amount of Ni is preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less.
  • Cu and Ni may contain either one or both.
  • (D) B is an element that suppresses excessive formation of polygonal ferrite during cooling and prevents a decrease in strength.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • the B content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • Ca, Mg, and rare earth elements are all elements that have the effect of finely dispersing inclusions in the steel sheet.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • the amount of Mg is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and still more preferably 0.0010% or more.
  • the amount of rare earth elements is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and still more preferably 0.0010% or more.
  • Ca, Mg, and rare earth elements are contained excessively, forgeability and hot workability may deteriorate.
  • the Ca content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • the Mg content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • the rare earth element content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • Ca, Mg, and rare earth elements may contain any 1 type, and may contain 2 or more types chosen arbitrarily.
  • the rare earth element means a lanthanoid element (15 elements from La to Lu), Sc (scandium), and Y (yttrium).
  • the surface of the high-strength steel sheet has an electrogalvanized (EG) layer, a hot dip galvanized (GI) layer, or an alloyed hot dip galvanized (GA) layer. It may be. That is, the present invention includes high-strength electrogalvanized steel sheets, high-strength hot-dip galvanized steel sheets, and high-strength galvannealed steel sheets.
  • EG electrogalvanized
  • GI hot dip galvanized
  • GA alloyed hot dip galvanized
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing an annealing pattern when manufacturing the high-strength steel sheet, where the horizontal axis represents time (seconds) and the vertical axis represents temperature (° C.).
  • a steel sheet satisfying the above component composition is heated to a T1 temperature range of 800 ° C. or more and Ac 3 points or less, and held in the T1 temperature range for 40 seconds or more and soaked (soaking step).
  • the steel plate may be a hot-rolled steel plate or a cold-rolled steel plate.
  • the soaking temperature in the T1 temperature region is hereinafter referred to as “T1”
  • the soaking time in the T1 temperature region is hereinafter referred to as “t1”.
  • the holding includes not only constant temperature holding but also a mode in which the temperature fluctuates within the T1 temperature range.
  • the soaking temperature T1 is set to 800 ° C. or higher.
  • the soaking temperature T1 is preferably 810 ° C. or higher, more preferably 820 ° C. or higher.
  • the soaking temperature T1 is set to Ac 3 points or less.
  • the soaking temperature T1 is preferably Ac 3 point ⁇ 10 ° C. or lower, more preferably Ac 3 point ⁇ 20 ° C. or lower.
  • the soaking time t1 in the T1 temperature range is set to 40 seconds or more.
  • the soaking time t1 is preferably 50 seconds or longer, more preferably 80 seconds or longer.
  • the upper limit of soaking time t1 is not specifically limited, If soaking time t1 is too long, productivity will worsen. Therefore, the soaking time t1 is preferably 500 seconds or less, and more preferably 450 seconds or less.
  • the temperature of Ac 3 point of the steel sheet is represented by the following formula (II) described in “Leslie Steel Material Science” (published by Maruzen Co., Ltd., William C. Leslie, published May 31, 1985, p.273). It can be calculated from In the following formula (II), [] indicates the content (% by mass) of each element, and the content of elements not included in the steel sheet may be calculated as 0% by mass.
  • First cooling step After the soaking, when the Ms point represented by the following formula (I) is 350 ° C. or higher, up to an arbitrary cooling stop temperature T2 satisfying 350 ° C. or lower and 100 ° C. or higher, or by the following formula (I) When the represented Ms point is lower than 350 ° C., it is cooled to an arbitrary cooling stop temperature T2 that satisfies the Ms point or lower and 100 ° C. or higher (first cooling step). In the first cooling step, cooling is performed from 700 ° C. to 300 ° C. or the higher one of the cooling stop temperatures T2 at an average cooling rate of 5 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the section By controlling the average cooling rate in the section from 700 ° C. to 300 ° C. or the higher one of the cooling stop temperatures T2 after soaking (hereinafter sometimes referred to as CR1), A predetermined amount of polygonal ferrite can be generated. That is, when the average cooling rate CR1 in the section is less than 5 ° C./second, polygonal ferrite is excessively generated and the strength is lowered. Therefore, the average cooling rate CR1 in the above section needs to be controlled to 5 ° C./second or more, preferably 10 ° C./second or more, more preferably 15 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate CR1 in the above section is not particularly limited, but if the average cooling rate CR1 becomes too large, temperature control becomes difficult. Therefore, the average cooling rate CR1 in the above section is preferably 80 ° C./second or less, more preferably 60 ° C./second or less.
  • the cooling stop temperature T2 is 100 to 350 ° C. However, when the Ms point calculated by the following formula (I) is less than 350 ° C., the cooling stop temperature T2 is set to 100 ° C. to Ms point.
  • cooling stop temperature T2 If the cooling stop temperature T2 is too low, tempered martensite is excessively generated and the amount of residual ⁇ is reduced, so that elongation is lowered and workability at room temperature cannot be improved.
  • the cooling stop temperature T2 if the cooling stop temperature T2 is too low, a large amount of residual ⁇ with a carbon concentration exceeding 1.0% by mass is generated, the amount of residual ⁇ with a carbon concentration of 1.0% by mass or less is relatively small, and ⁇ TS is The warm forming load cannot be sufficiently reduced compared with the forming load at room temperature.
  • the reason why a large amount of residual ⁇ with a carbon concentration exceeding 1.0% by mass is generated is that film-like residual ⁇ remains between the laths in the tempered martensite, and the carbon concentration of the residual ⁇ is high.
  • the cooling stop temperature T2 is set to 100 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature T2 is preferably 110 ° C. or higher, more preferably 120 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature T2 is set to 350 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature T2 is preferably 330 ° C.
  • the cooling stop temperature T2 is set to be equal to or lower than the Ms point.
  • the cooling stop temperature T2 is preferably Ms point ⁇ 20 ° C. or lower, more preferably Ms point ⁇ 50 ° C. or lower.
  • the temperature of the Ms point can be calculated from the following formula (I) in consideration of the polygonal ferrite fraction (Vf) in the formula described in the “Leslie Steel Material Science” (p. 231).
  • [] indicates the content (mass%) of each element, and the content of elements not included in the steel sheet may be calculated as 0 mass%.
  • Vf represents the polygonal ferrite fraction (area%), but since it is difficult to directly measure the polygonal ferrite fraction during production, the soaking is performed separately under the same conditions as the production conditions for the high-strength steel sheet.
  • the polygonal ferrite fraction in the sample obtained by cooling to room temperature at the same average cooling rate as the production conditions of the high-strength steel plate in the first cooling step may be Vf.
  • Ms point (° C.) 561 ⁇ 474 ⁇ [C] / (1 ⁇ Vf / 100) ⁇ 33 ⁇ [Mn] ⁇ 17 ⁇ [Ni] ⁇ 17 ⁇ [Cr] ⁇ 21 ⁇ [Mo] (I )
  • T3 temperature range After cooling to the above cooling stop temperature T2, it is reheated to a T3 temperature range of more than 350 ° C. and 540 ° C. or less, and held at the T3 temperature range for 50 seconds or longer (reheating step).
  • the reheating temperature in the T3 temperature range is hereinafter referred to as “T3”
  • the holding time in the T3 temperature range is hereinafter referred to as “t3”.
  • the holding includes not only constant temperature holding but also a mode in which the temperature fluctuates within the T3 temperature range.
  • the reheating temperature T3 is over 350 ° C.
  • the reheating temperature T3 is preferably 360 ° C. or higher, more preferably 370 ° C. or higher.
  • the bainite transformation does not proceed sufficiently, the amount of residual ⁇ decreases, and the elongation EL decreases.
  • the amount of residual ⁇ having a carbon concentration of 0.8% by mass or less increases, and the hole expansion rate ⁇ decreases.
  • the reheating temperature T3 is set to 540 ° C. or lower.
  • the reheating temperature T3 is preferably 520 ° C. or lower, more preferably 500 ° C. or lower.
  • the holding time t3 is set to 50 seconds or longer.
  • the holding time t3 is preferably 80 seconds or longer, more preferably 100 seconds or longer.
  • the upper limit of the holding time t3 is not particularly limited, but in consideration of productivity, for example, 20 minutes or less is preferable.
  • Cooling step After holding in the reheating step, cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./second or more from the T3 temperature range to 300 ° C., and from 300 ° C. to 150 ° C., an average cooling rate of more than 0 ° C./second, 10 ° C. Cool in less than 1 second (second cooling step).
  • second cooling step After the above holding, when cooling from the T3 temperature range to 150 ° C., it is important to perform two-stage cooling with 300 ° C. as the boundary, and the high temperature side up to 300 ° C. can increase ⁇ TS by rapid cooling, The molding load during warming can be reduced. On the low temperature side from 300 ° C., the hole expansion ratio ⁇ can be increased by slow cooling, so that the workability at room temperature can be improved.
  • the average cooling rate up to 300 ° C. (hereinafter, sometimes referred to as CR2) is too small after reheating, the concentration of C into bainite transformed and untransformed austenite proceeds during cooling, and carbon While the amount of residual ⁇ exceeding 1.0% by mass increases, the amount of residual ⁇ having a carbon concentration of 1.0% by mass or less decreases. As a result, ⁇ TS decreases, and the molding load during warming cannot be reduced. Therefore, it is necessary to control the average cooling rate CR2 to 10 ° C./second or more, preferably 15 ° C./second or more, more preferably 20 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate CR2 is not particularly limited, but if the average cooling rate CR2 becomes too large, temperature control becomes difficult. Therefore, the average cooling rate CR2 is preferably 80 ° C./second or less, more preferably 60 ° C./second or less.
  • the average cooling rate CR3 in the above section needs to be controlled to less than 10 ° C./second, preferably 5 ° C./second or less, more preferably 2 ° C./second or less.
  • An electrogalvanized layer, a hot-dip galvanized layer, or an alloyed hot-dip galvanized layer may be formed on the surface of the high-strength steel plate.
  • the conditions for forming the electrogalvanized layer, hot dip galvanized layer, or alloyed hot dip galvanized layer are not particularly limited, and conventional electrogalvanized (EG) treatment, hot dip galvanized (GI) treatment, galvannealed alloyed zinc Plating (GA) treatment can be employed. Accordingly, an electrogalvanized steel sheet (hereinafter sometimes referred to as “EG steel sheet”), a hot dip galvanized steel sheet (hereinafter sometimes referred to as “GI steel sheet”), and an alloyed hot dip galvanized steel sheet (hereinafter referred to as “GA steel sheet”). Is sometimes obtained).
  • EG steel sheet electrogalvanized steel sheet
  • GI steel sheet hot dip galvanized steel sheet
  • GA steel sheet alloyed hot dip galvanized steel sheet
  • the steel sheet is energized while being immersed in a zinc solution at 55 ° C., for example, and electrogalvanizing is performed.
  • the above reheating process may serve as a hot dip galvanizing process. That is, after reheating to the T3 temperature range, the hot dip galvanization may be performed by immersing in a plating bath adjusted to the temperature of the T3 temperature range to serve as both hot dip galvanization and holding in the T3 temperature range. . At this time, the residence time in the T3 temperature region may satisfy the requirement for the holding time t3.
  • an alloying treatment may be subsequently performed in the T3 temperature range.
  • the residence time in the T3 temperature region may satisfy the requirement for the holding time t3.
  • the amount of galvanized adhesion is not particularly limited, and for example, it may be about 10 to 100 g / m 2 per side.
  • the plate thickness of the high-strength steel plate is not particularly limited, but may be a thin steel plate having a plate thickness of 3 mm or less, for example.
  • the tensile strength (TS) of the high-strength steel plate is 980 MPa or more, and preferably 1100 MPa or more.
  • the high-strength steel plate is excellent in workability at room temperature (TS ⁇ EL, ⁇ ).
  • the high-strength steel plate preferably has a TS ⁇ elongation (EL) of 16000 MPa ⁇ % or more, and more preferably 18000 MPa ⁇ % or more.
  • the high-strength steel sheet preferably has a hole expansion rate ⁇ of 20% or more, and more preferably 25% or more.
  • the high-strength steel sheet is excellent in workability at room temperature (TS ⁇ EL, ⁇ ), and the forming load during warming is sufficiently reduced.
  • the high-strength steel sheet preferably has a ⁇ TS of 150 MPa or more, and more preferably 180 MPa or more.
  • the above-mentioned high-strength steel sheet is suitably used as a material for structural parts of automobiles.
  • Structural parts of automobiles include, for example, front and rear side members and crashing parts such as crash boxes, pillars and other reinforcements (for example, bears, center pillar reinforcements, etc.), roof rail reinforcements, side sills , Body components such as floor members and kick sections, shock-absorbing parts such as bumper reinforcements and door impact beams, and seat parts.
  • One aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.10 to 0.5%, Si: 1.0 to 3%, Mn: 1.5 to 3%, P: more than 0%, 0.1%
  • S more than 0%, 0.05% or less
  • Al 0.005 to 1%
  • N more than 0%, 0.01% or less
  • the metal structure of the steel sheet includes polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and retained austenite.
  • the elongation and hole expandability at room temperature are good, and the molding load when processing at a temperature of 100 to 350 ° C. is markedly reduced from the molding load when processing at room temperature.
  • a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more can be provided.
  • the high-strength steel sheet further contains at least one element selected from the group consisting of Cr: more than 0%, 1% or less, and Mo: more than 0%, 1% or less as other elements, as other elements. Also good.
  • the high-strength steel plate as other elements, in mass%, Ti: more than 0%, 0.15% or less, Nb: more than 0%, 0.15% or less, and V: more than 0%, You may contain at least 1 sort (s) chosen from the group which consists of 0.15% or less.
  • the high-strength steel sheet further contains at least one element selected from the group consisting of Cu: more than 0%, less than 1%, and Ni: more than 0%, less than 1% as other elements. May be.
  • the high-strength steel sheet may further contain B: more than 0% and 0.005% or less in terms of mass% as other elements.
  • the high-strength steel sheet further includes, as other elements, mass%, Ca: more than 0%, 0.01% or less, Mg: more than 0%, 0.01% or less, and rare earth elements: more than 0%. , At least one selected from the group consisting of 0.01% or less.
  • the high-strength steel sheet includes a high-strength steel sheet having an electrogalvanized layer, a hot-dip galvanized layer, or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface.
  • a steel sheet satisfying the above component composition is heated to a T1 temperature range of 800 ° C. or higher and Ac 3 points or lower, and held in the T1 temperature range for 40 seconds or more to soak.
  • the Ms point represented by the following formula (I) is 350 ° C. or higher after the heating step and soaking, up to any cooling stop temperature T2 that satisfies 350 ° C. or lower and 100 ° C. or higher, or the following formula (I)
  • the cooling stop temperature T2 is less than the Ms point and is 100 ° C. or higher, and from 700 ° C. to 300 ° C.
  • Vf is the same average cooling rate as the production conditions for the high-strength steel plate in the first cooling step after separately performing the soaking step under the same conditions as the production conditions for the high-strength steel plate.
  • [] has shown content (mass%) of each element, and content of the element which is not contained in a steel plate is calculated as 0 mass%.
  • electrogalvanization may be performed after the second cooling step.
  • hot dip galvanization or alloyed hot dip galvanization may be performed in the reheating step.
  • the component composition and metal structure of the steel sheet are appropriately controlled, and in particular, the carbon concentration of residual ⁇ is strictly controlled, so that the elongation and hole expansibility at room temperature are good, It is possible to provide a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and a method for producing the same, in which a forming load when processing at a temperature of 100 to 350 ° C. is significantly reduced as compared with a forming load when processing at room temperature.
  • a steel material was manufactured by melting steel containing the components shown in Table 1 below, the balance being iron and inevitable impurities.
  • the obtained steel material was heated and held at 1250 ° C. for 30 minutes, then hot-rolled so that the reduction rate was about 90% and the finish rolling temperature was 920 ° C. From this temperature, the steel was wound at an average cooling rate of 30 ° C./second. It was cooled to a take-up temperature of 600 ° C. and wound up. After winding, it was cooled to room temperature to produce a hot-rolled steel plate having a thickness of 2.6 mm.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled to remove the surface scale, and then cold-rolled at a cold rolling rate of 46% to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was continuously annealed to produce a test material. That is, the obtained cold-rolled steel sheet was heated to a soaking temperature T1 (° C.) shown in the following Table 2-1 or Table 2-2, and a soaking time t1 (shown in the following Table 2-1 or Table 2-2). Second) and soaking, and then cooled to the cooling stop temperature T2 (° C.) shown in Table 2-1 or Table 2-2 below.
  • the average cooling rate CR1 (° C./second) from 700 ° C. to 300 ° C. or higher of the cooling stop temperature T2 is shown in the following Table 2-1 or Table 2-2.
  • Tables 2-1 and 2-2 below also show the composition of the components shown in Table 1 below and the Ms point (° C.) calculated based on the above formula (I).
  • the reheating temperature T3 (° C.) to 300 ° C. is cooled at an average cooling rate CR2 (° C./second) shown in Table 2-1 or Table 2-2 below, and from 300 ° C. to 150 ° C., Cooling was performed at an average cooling rate CR3 (° C./second) shown in Table 2-1 or Table 2-2 below.
  • test materials obtained by continuous annealing were subjected to the following plating treatment to produce EG steel plates, GI steel plates, and GA steel plates.
  • Electrogalvanizing (EG) treatment After continuous annealing, it is cooled to room temperature, and then the specimen is immersed in a galvanizing bath at 55 ° C., subjected to electrogalvanizing treatment at a current density of 30 to 50 A / dm 2 , washed with water and dried to provide an EG steel sheet. Manufactured. The amount of electrogalvanized adhesion was 10 to 100 g / m 2 per side.
  • Table 2-1 The categories of the obtained specimens are shown in Table 2-1 or Table 2-2 below.
  • cold rolling indicates a cold rolled steel sheet
  • EG indicates an EG steel sheet
  • GI indicates a GI steel sheet
  • GA indicates a GA steel sheet.
  • Table 3-1 or Table 3-2 The measurement results are shown in Table 3-1 or Table 3-2 below.
  • F represents the area ratio of polygonal ferrite
  • B represents the area ratio of bainite
  • TM represents the area ratio of tempered martensite.
  • the balance is residual ⁇ , MA mixed phase in which fresh martensite and residual ⁇ are combined, pearlite, and fresh martensite.
  • the carbon concentration in the residual ⁇ is measured by the procedure described above, and the volume ratio of the residual ⁇ having a carbon concentration of 1.0 mass% or less [V ⁇ R (C ⁇ 1.0%)] with respect to the entire metal structure, and The volume fraction [V ⁇ R (C ⁇ 0.8%)] of residual ⁇ having a carbon concentration of 0.8% by mass or less was calculated.
  • TS was 980 MPa or more
  • TS ⁇ EL was 16000 MPa ⁇ % or more and ⁇ was 20% or more
  • ⁇ TS was 150 MPa or more
  • all of TS, TSxEL, (lambda), and (DELTA) TS satisfy a reference value was set as the pass.
  • the case where any of TS, TS ⁇ EL, ⁇ , or ⁇ TS did not satisfy the reference value was regarded as unacceptable.
  • Table 1 The following can be considered from Table 1, Table 2-1, Table 2-2, Table 3-1, and Table 3-2.
  • No. 1, 7, 8, 10, 13, 15, 17, 20, 22, 23, 26 to 31, 33, 37, 38, 40, and 42 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention.
  • the TS measured at room temperature is 980 MPa or higher and has high strength. Further, TS ⁇ EL and ⁇ satisfy the acceptance criteria of the present invention, and the processability at room temperature is good. Furthermore, since ⁇ TS satisfied the acceptance criteria of the present invention, the molding load during warming could be reduced.
  • No. 2 to 6, 9, 11, 12, 14, 16, 18, 19, 21, 24, 25, 32, 34 to 36, 39, and 41 are examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention.
  • at least one of the properties of strength, workability at room temperature, and reduction of warm forming load is deteriorated.
  • No. 2, 6, 12, and 41 are examples in which the average cooling rate CR3 from 300 ° C. to 150 ° C. after holding in the reheating step is too large, and a large amount of residual ⁇ having a carbon concentration of 0.8 mass% or less is generated. ⁇ was reduced and the processability at room temperature could not be improved.
  • No. 3, 5, and 39 the average cooling rate CR2 from the reheating temperature (the holding temperature in the reheating process) to 300 ° C. is too small, and the residual ⁇ amount with a carbon concentration of 1.0 mass% or less cannot be secured. In this example, ⁇ TS was small, and the molding load during warming could not be reduced.
  • No. 3 is an example simulating the above-mentioned Patent Document 1. As described in paragraph [0128] of the above-mentioned Patent Document 1, the average cooling rate to room temperature after holding was set to 5 ° C./second.
  • No. 4, 19, and 32 are examples in which the cooling stop temperature T2 after soaking is too high.
  • No. In 4, 19, and 32 since tempered martensite was not generated or the amount of generation was small, TS at room temperature was low, and strength could not be secured.
  • No. In 4, 19, and 32 since a large amount of residual ⁇ having a carbon concentration of 0.8 mass% or less was generated, ⁇ was small, and workability at room temperature could not be improved.
  • the retention time t3 was relatively long, and the amount of polygonal ferrite produced was relatively small, so it is considered that bainite was excessively produced. That is, the smaller the amount of polygonal ferrite produced, the less likely it is that C is concentrated in the surrounding austenite, so the bainite transformation is considered to occur faster.
  • No. No. 9 is an example in which polygonal ferrite was excessively generated because the average cooling rate CR1 in the section from 700 ° C. to 300 ° C. was too small after soaking. As a result, no. No. 9 could not secure the desired TS.
  • No. 11 is an example in which polygonal ferrite was hardly generated because the soaking temperature T1 was too high. As a result, no. No. 11, TS ⁇ EL was low, and the processability at room temperature could not be improved.
  • No. 14 is an example in which the cooling stop temperature T2 after soaking is too low.
  • No. 14 bainite was not generated, and tempered martensite was excessively generated, so that the amount of residual ⁇ generated could not be secured.
  • TS ⁇ EL was low, and the processability at room temperature could not be improved.
  • No. No. 14 could not secure the amount of residual ⁇ having a carbon concentration of 1.0% by mass or less, so ⁇ TS was small, and the molding load during warming could not be reduced.
  • No. No. 16 is an example in which polygonal ferrite is excessively generated because the soaking temperature T1 is too low. As a result, no. No. 16 could not secure the desired TS. No. No. 16, TS ⁇ EL decreased, and the processability at room temperature could not be improved. This is presumably because the work structure introduced during cold rolling remained.
  • No. 18 is an example in which the reheating temperature T3 is too high. No. In No. 18, bainite hardly formed and the amount of residual ⁇ could not be secured, so TS ⁇ EL was lowered and workability at room temperature could not be improved. No. In No. 18, since residual ⁇ having a carbon concentration of 0.8% by mass or less was excessively generated, ⁇ became small, and workability at room temperature could not be improved.
  • No. No. 21 is an example in which the amount of residual ⁇ having a carbon concentration of 1.0% by mass or less could not be secured because the reheating temperature T3 was too low. As a result, no. In No. 21, ⁇ TS was small, and the molding load during warming could not be reduced.
  • No. No. 24 is an example in which a desired residual ⁇ amount could not be ensured because the soaking time t1 was too short. As a result, no. In No. 24, TS ⁇ EL decreased, and the processability at room temperature could not be improved.
  • No. 25 is an example in which the holding time t3 is too short. No. 25, because the production amount of bainite and residual ⁇ could not be ensured, TS ⁇ EL decreased, and since the residual ⁇ with a carbon concentration of 0.8% by mass or less was excessively generated, ⁇ became small, at room temperature. It was not possible to improve the workability.
  • No. 34 to 36 are examples in which the component composition does not satisfy the requirements defined in the present invention.
  • No. 36 since the amount of Mn was too small, polygonal ferrite was excessively generated, TS was lowered, and the strength could not be secured. No. For 36, the amount of residual ⁇ produced could not be secured, so TS ⁇ EL decreased, and the processability at room temperature could not be improved. No. No. 36 was an example in which the amount of residual ⁇ with a carbon concentration of 1.0% by mass or less could not be ensured, ⁇ TS became small, and the molding load during warm could not be reduced.
  • the component composition and metal structure of the steel sheet are appropriately controlled, and in particular, the carbon concentration of residual ⁇ is strictly controlled, so that the elongation and hole expansibility at room temperature are good,
  • a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and a method for producing the same, in which a forming load when processing at a temperature of 100 to 350 ° C. is significantly reduced as compared with a forming load when processing at room temperature.

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Abstract

本発明の一局面は、特定の成分組成を有する鋼板であり、該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、及び残留オーステナイトを含み、前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、ポリゴナルフェライト：１０～５０面積％、ベイナイト：１０～５０面積％、焼戻しマルテンサイト：１０～８０面積％を満足し、前記金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、残留オーステナイト：５．０体積％以上、炭素濃度が１．０質量％以下の残留オーステナイト：３．５体積％以上、炭素濃度が０．８質量％以下の残留オーステナイト：２．４体積％以下を満足する高強度鋼板である。

Description

高強度鋼板、及びその製造方法
　本発明は、高強度鋼板、及びその製造方法に関する。詳細には、室温での加工性に優れ、且つ、１００～３５０℃の温間で加工するときの成形荷重が、室温で加工するときの成形荷重よりも格段に低減された引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板、及びその製造方法に関する。
　自動車の構造部品等に用いられる鋼板には、乗客のための衝突安全性と、燃費改善とを実現するため、９８０ＭＰａ以上の高強度が求められる。一方、鋼板は、通常、室温で部品形状に成形され、この成形にはプレス加工が施される。したがって、鋼板には、プレス加工性（以下、単に、加工性ということがある。）が良好であることが求められる。
　強度と加工性とを兼ね備えた鋼板として、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）鋼板が知られている（例えば、特許文献１）。ＴＲＩＰ鋼板は、準安定オーステナイト（以下、残留オーステナイトということがあり、残留γと表記することがある。）を含む鋼板であり、鋼板が応力を受けて変形する際に、マルテンサイトに変態することによって変形部の硬化を促し、歪の集中を防ぐ効果があり、それにより、均一変形能が向上して良好な伸びを発揮する。このようにＴＲＩＰ鋼板の伸びは良好であるが、鋼板自体の強度が高いため、プレス加工時の成形荷重が大きく、プレス機への負荷が過大になる。したがって、部品形状によってはＴＲＩＰ鋼板を適用できないことがある。そこで、プレス機への負荷を低減し、プレス加工時の成形荷重を小さくすることが望まれる。すなわち、プレス加工時は低強度で、プレス加工後の使用時は高強度となることが推奨される。
　プレス加工時の成形荷重を小さくする方法として、鋼板を、例えば、１００℃～Ａ１点程度に温めてプレス成形する方法が考えられる。一般的に、鋼板を温めることによって変形抵抗が減少するため、プレス加工時の成形荷重を小さくできる。
　鋼板を温めて成形することにより、プレス加工時の成形荷重を小さくする技術としては、特許文献２、３に記載の技術が知られている。
　特許文献２には、３５０℃～Ａ１点の温度域に加熱してプレス成形する加工方法に適した温間成形性及び形状凍結性に優れた引張強さ４５０ＭＰａ以上の高張力薄鋼板が記載されている。この高張力薄鋼板は、所定の成分組成を満足し、且つ、室温における引張強さに対する４５０℃における引張強さの比が、０．７以下であり、鋼の結晶組織は、マルテンサイト相の体積率が１０％以上８０％以下であり、且つ、分散しているマルテンサイト相それぞれの平均径が８μｍ以下で、マルテンサイト以外の組織ではフェライト相の体積率が最も大きくなっている。上記特許文献２に記載の高張力薄鋼板は、１５０℃における引張強度の低下度合いは小さく、充分な成形時荷重低減効果を得るには、結局のところ、３５０℃～Ａ１点の温度域に加熱してプレス成形する必要がある。しかし、このような高い温度に加熱すると、酸化により鋼板の表面状態が損なわれるとともに、鋼板を加熱するためのエネルギーが増大する。
　特許文献３には、１５０～２５０℃での温間成形時には充分に強度低下する一方、成形後の室温での使用時には９８０ＭＰａ以上の高強度が確保できる高強度鋼板が記載されている。この高強度鋼板は、全組織に対する面積率で、残留オーステナイトを５～２０％含み、該残留オーステナイトのＣ濃度（ＣγＲ）は０．５～１．０質量％に制御されている。
　ところで、上記構造部品等の形状によっては、温間プレスのみではなく、温間でのプレス成形に加え、さらに室温でもプレス成形を施す場合がある。よって、上記部品等に用いられる鋼板には、室温での加工性に優れていることも求められる。
　上記特許文献３に記載の高強度鋼板の加熱温度は、１５０～２５０℃であるため、上記特許文献２に記載の高張力薄鋼板で発生するような問題は生じないが、上記特許文献３では、室温での加工性は考慮されていない。
特許第５７２８１１５号公報 特開２００３－１１３４４２号公報 特開２０１３－１８１１８４号公報
　本発明は、上記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板について、室温での加工性、特に、伸び及び穴拡げ性に優れ、且つ、１００～３５０℃の温間で加工するときの成形荷重を低減した高強度鋼板、及びその製造方法を提供することにある。
　本発明の一局面は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．５％、Ｓｉ：１．０～３％、Ｍｎ：１．５～３％、Ｐ：０％超、０．１％以下、Ｓ：０％超、０．０５％以下、Ａｌ：０．００５～１％、及びＮ：０％超、０．０１％以下を満足し、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼板であり、（１）該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、及び残留オーステナイトを含み、（２）前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、ポリゴナルフェライト：１０～５０面積％、ベイナイト：１０～５０面積％、焼戻しマルテンサイト：１０～８０面積％を満足し、（３）前記金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、残留オーステナイト：５．０体積％以上、炭素濃度が１．０質量％以下の残留オーステナイト：３．５体積％以上、炭素濃度が０．８質量％以下の残留オーステナイト：２．４体積％以下を満足することを特徴とする高強度鋼板である。
　前記並びにその他の本発明の目的、特徴及び利点は、以下の詳細な記載と添付図面から明らかになるであろう。
図１は、Ｘ線回折法により測定された残留γの回折ピークを模式的に示す図である。 図２は、残留オーステナイト及び炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種が連なった形態を説明するための模式図である。 図３Ａは、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの分布状態を説明するための模式図である。 図３Ｂは、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの分布状態を説明するための模式図である。 図４は、本発明に係る高強度鋼板を製造するときの焼鈍パターンを示した模式図である。
　以下、本発明に係る実施形態について説明するが、本発明は、これらに限定されるものではない。
　まず、本発明の実施形態に係る高強度鋼板の金属組織について説明する。
　上記高強度鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、及び残留オーステナイトを含む混合組織である。
　そして、上記高強度鋼板の金属組織は、
　（Ａ）上記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、
　ポリゴナルフェライト：１０～５０面積％、
　ベイナイト：１０～５０面積％、
　焼戻しマルテンサイト：１０～８０面積％を満足し、
　（Ｂ）上記金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、
　残留オーステナイト：５．０体積％以上、
　炭素濃度が１．０質量％以下の残留オーステナイト：３．５体積％以上、
　炭素濃度が０．８質量％以下の残留オーステナイト：２．４体積％以下
を満足することが重要である。
　まず、本発明を特徴づける上記（Ｂ）の要件について説明した後、上記（Ａ）の要件について説明する。
　［残留γ］
　残留γは、ＴＲＩＰ効果により、均一変形能を向上させて良好な伸びを確保するために必要な組織である。また、残留γは、強度を確保するためにも必要な組織である。
　前記高強度鋼板では、こうした効果を発揮させるために、金属組織全体に対して、残留γの体積率（以下、ＶγＲと表記することがある。）を５．０％以上、好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上とする。しかし、残留γの生成量が過剰になると、穴拡げ率λが低下し、室温での加工性を改善できない。したがって、前記高強度鋼板では、残留γの体積率ＶγＲは、金属組織全体に対して、好ましくは３０％以下、より好ましくは２５％以下とする。
　上記残留γは、ラス間に生成することもあれば、ラス状組織の集合体、例えば、ブロックやパケット等や旧γ粒界上に、フレッシュマルテンサイトと残留γとが複合したＭＡ混合相の一部として塊状に存在することもある。ＭＡとは、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔの略である。
　上記残留γの体積率ＶγＲは、Ｘ線回折法で測定した値である。
　前記高強度鋼板は、特に、金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、炭素濃度が１．０質量％以下の残留オーステナイトの体積率［以下、ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）と表記することがある。］が３．５％以上、炭素濃度が０．８質量％以下の残留オーステナイトの体積率［以下、ＶγＲ（Ｃ≦０．８％）と表記することがある。］が２．４％以下を満足することが重要である。すなわち、以下に説明する通り、炭素濃度が０．８質量％超、１．０質量％以下の残留γを適切に生成させることが重要である。
　まず、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの体積率を一定以上とすることで、温間での荷重を充分に低減できることについて説明する。
　温間成形時の荷重低減の指標としては、上記特許文献３に示されている通り、ΔＴＳ、すなわち、室温での引張強度（以下、室温ＴＳと表記することがある。）から、温間での引張強度（以下、温間ＴＳと表記することがある。）を引いた値（室温ＴＳ－温間ＴＳ）を用いることができる。ΔＴＳが大きいほど温間での荷重が充分に低減されているといえる。
　上記ΔＴＳの値を大きくするには、
（１）加工温度の高温化による変形抵抗の低下；及び
（２）残留γは、室温では不安定なため引張強度ＴＳを向上させるが、温間では安定なため引張強度ＴＳを向上させないこと；
を利用する方法が考えられる。
　そして、上記（１）は、材料によらないことから、ΔＴＳがより大きい鋼板を得るには、上記（２）に示す残留γを存在させることが有効であること、そして、そのためには、炭素濃度の低い残留γ、具体的には、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの体積率ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）を、金属組織全体に対して、３．５質量％以上積極的に生成させればよいことを見出した。ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）は、好ましくは４．０体積％以上、より好ましくは４．５体積％以上である。ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）の上限は、特に限定されず、ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）の最大値は、鋼板に含まれる残留γの体積率と等しくなる。ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）は、好ましくは１０体積％以下、より好ましくは８体積％以下である。
　上述したように、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γを積極的に生成させることにより、温間での成形荷重を低減できることがわかった。しかしながら、炭素濃度が低すぎる残留γが多量に生成すると、室温で穴拡げ加工したときの初期に残留γが硬質なフレッシュマルテンサイト（ＦＭ）に変態し、歪の集中箇所となり、穴拡げ率λが著しく低下し、室温での加工性が劣化することがわかった。そこで、穴拡げ率λを高め、室温での加工性を改善するには、炭素濃度が低すぎる残留γの生成は抑制する必要がある。
　こうした観点に基づき、残留γの炭素濃度と室温での加工性との関係について検討したところ、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの体積率ＶγＲ（Ｃ≦０．８％）を、金属組織全体に対して、２．４体積％以下とすればよいことを見出した。ＶγＲ（Ｃ≦０．８％）は、好ましくは２．３体積％以下、より好ましくは２．２体積％以下、更に好ましくは２．１体積％以下である。ＶγＲ（Ｃ≦０．８％）はできるだけ少ない方が好ましく、最も好ましくは０体積％である。
　以上の通り、ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）を３．５体積％以上とすることにより、ΔＴＳを大きくすることができ、温間での成形荷重を室温での成形荷重よりも低減でき、ＶγＲ（Ｃ≦０．８％）を２．４体積％以下に抑えることによって、室温で穴拡げ加工したときの穴拡げ率λを大きくすることができ、室温での加工性を改善できる。
　なお、炭素濃度が１．０質量％を超える残留γは、室温でも温間でも安定しているため、ΔＴＳ及び室温での穴拡げ率λへの影響は小さいことを本発明者らは確認している。
　ここで、従来技術と本発明との関係について説明する。
　残留γの安定度を残留γの炭素濃度で制御する考え方は、従来から知られている。そして、例えば、上記特許文献３のように、残留γの炭素濃度の平均値を所定の範囲に制御することによって、１５０～２５０℃での成形時における強度を低下させる技術も既に知られている。
　これに対し、本発明では、残留γの平均炭素濃度ではなく、個々の残留γの炭素濃度に着目し、炭素濃度が０．８質量％超、１．０質量％以下の残留γを積極的に生成させている点で、従来の技術と大きく相違している。すなわち、残留γの生成量が同じで、残留γの炭素濃度の平均値が同じでも、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの生成量と炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの生成量とが異なれば、得られる特性が大きく変化するという知見を本発明者らは見出したのである。
　上記特許文献３についてさらに付言すると、上記特許文献３に開示されている鋼板に含まれる残留γ中の炭素濃度の平均値は非常に低いため、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの生成量がかなり多いと予想される上に、構成組織も異なる。
　次に、金属組織全体に対する、残留γの体積率（ＶγＲ）、残留γの平均炭素濃度（以下、％Ｃａｖｇと表記することがある。）、及び残留γの炭素濃度分布の各測定方法について説明する。
　残留γの体積率及び残留γの平均炭素濃度は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定する。測定原理は、ＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．　Ｖｏｌ．３３、１９３３年、Ｎｏ．７、ｐ．７７６を参照できる。なお、このＸ線回折法は、Ｘ線回折装置として、株式会社リガク製Ｘ線回折装置（ＲＩＮＴ－１５００）を用い、Ｘ線としてＣｏ－Ｋα線を用いた。
　残留γの炭素濃度の分布は、上記Ｘ線回折装置で測定した（２００）γ、（２２０）γ、及び（３１１）γの３つの回折ピークを用いて以下のようにして求めた。
　まず、図１の模式図に示すように、（２００）γ、（２２０）γ、及び（３１１）γの３つの回折ピークについて、それぞれ、回折強度が最大となる２θ（２θａｖｇ（ｈｋｌ））とその半価幅Δ２θ（ｈｋｌ）とを求めた。ここに、（ｈｋｌ）は、（２００）、（２２０）又は（３１１）を意味するものとする（以下同じ。）。なお、図１は、Ｘ線回折法により測定された残留γの回折ピークを模式的に示す図である。
　次いで、上記２θａｖｇ（ｈｋｌ）から、ブラッグ条件：λＢ＝２ｄｓｉｎθ（ｄ：格子面間隔、λＢ：Ｃｏ－Ｋα線の波長）を用いて、下記式（１）より、ｄ（ｈｋｌ）を求めた。
　　ｄ（ｈｋｌ）＝λＢ／｛２ｓｉｎ（２θａｖｇ（ｈｋｌ）／２）｝　・・・（１）
　そして、下記式（２）により、格子定数ａ０（ｈｋｌ）を求め、それら３つの格子定数ａ０（ｈｋｌ）を算術平均して格子定数ａ０を求めた。
　　ａ０（ｈｋｌ）＝ｄ（ｈｋｌ）√（ｈ２＋ｋ２＋ｌ２）　・・・（２）
　そして、下記式（３）を用いて炭素濃度％Ｃａｖｇ（単位：質量％）を求めた。
　　％Ｃａｖｇ＝（１／０．０３３）×（ａ０－３．５７２）　・・・（３）
　次に、残留γの炭素濃度分布の半価幅Δ％Ｃを以下の手順で求めた。
　まず、各ピークの回折角度２θ（ｈｋｌ）の半価幅Δ２θ（ｈｋｌ）の上下限における回折角度を、下記式（４）及び式（５）で求めた（図１参照）。
　　２θＬ（ｈｋｌ）＝２θａｖｇ（ｈｋｌ）－Δ２θ（ｈｋｌ）／２　・・・（４）
　　２θＨ（ｈｋｌ）＝２θａｖｇ（ｈｋｌ）＋Δ２θ（ｈｋｌ）／２　・・・（５）
　そこで、上記２θＬ（ｈｋｌ）及び２θＨ（ｈｋｌ）をそれぞれ用いて、上記と同様の手順でブラッグ条件及び上記式（１）～式（３）を用いることで、炭素濃度分布の半価幅の上下限値％ＣＬ及び％ＣＨを求めた。そして、炭素濃度分布の半価幅Δ％Ｃを下記式（６）で求めた。
　　Δ％Ｃ＝％ＣＨ－％ＣＬ　・・・（６）
　そして、炭素濃度分布が正規分布であると仮定して、以下のようにして、上記半価幅Δ％Ｃから標準偏差σ％Ｃを算出した。すなわち、正規分布の確率密度関数ｆ（ｘ）は、平均値ｕと標準偏差σから、下記式（７）で表される。
　　ｆ（ｘ）＝｛１／√（２πσ２）｝×ｅｘｐ｛－（ｘ－ｕ）２／（２σ２）｝　・・・（７）
　平均値における確率ｆ（ｕ）は、上記式（７）にｘ＝ｕを代入することで下記式（８）にて求まる。
　　ｆ（ｕ）＝１／√（２πσ２）　・・・（８）
　そして、平均値ｕ＝％Ｃａｖｇから半価幅Δ％Ｃの１／２だけ上下に移動した値（％Ｃａｖｇ±Δ％Ｃ／２）での確率密度ｆ（％Ｃａｖｇ±Δ％Ｃ／２）は、平均値ｕ＝％Ｃａｖｇでの確率密度ｆ（ｕ）＝ｆ（％Ｃａｖｇ）の１／２になるので、上記式（７）及び上記式（８）より、下記式（９）の関係が得られる。
　　｛１／√（２πσ％Ｃ２）｝×ｅｘｐ｛－（Δ％Ｃ／２）２／（２σ％Ｃ２）｝＝１／｛２√（２πσ％Ｃ２）｝　・・・（９）
　上記式（９）を変形することで、半価幅Δ％Ｃから標準偏差σ％Ｃを求める式として下記式（１０）が導出されるので、この式（１０）に半価幅Δ％Ｃを代入することで標準偏差σ％Ｃを算出した。
　　σ％Ｃ＝√｛（Δ％Ｃ／２）２／（２ｌｎ２）｝　・・・（１０）
　そして、上記のようにして求めた残留γ中の炭素濃度分布の平均値％Ｃａｖｇと標準偏差σ％Ｃとを用いて、下記式（１１）に示す累積分布関数ｇ（ｘ）により、金属組織全体に対する、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの体積率ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）を求める式として下記式（１２）を導出し、この式（１２）を用いてＶγＲ（Ｃ≦１．０％）を算出した。
　　ｇ（ｘ）＝（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（ｘ－ｕ）／√（２σ２）｝］　・・・（１１）
　　ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）＝ＶγＲ×ｇ（１．０）＝ＶγＲ×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（１．０－％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ２）｝］　・・・（１２）
　また、上記のようにして求めた残留γ中の炭素濃度分布の平均値％Ｃａｖｇと標準偏差σ％Ｃとを用いて、上記式（１１）に示す累積分布関数ｇ（ｘ）により、金属組織全体に対する、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの体積率ＶγＲ（Ｃ≦０．８％）を求める式として下記式（１３）を導出し、この式（１３）を用いてＶγＲ（Ｃ≦０．８％）を算出した。
　　ＶγＲ（Ｃ≦０．８％）＝ＶγＲ×ｇ（０．８）＝ＶγＲ×（１／２）×［１＋ｅｒｆ｛（０．８－％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ２）｝］　・・・（１３）
　上記式（１２）及び式（１３）において、ＶγＲは、金属組織全体に対する残留γの合計体積率である。
　次に、上記（Ａ）の要件について、説明する。
　［ポリゴナルフェライト］
　ポリゴナルフェライトは、ベイナイトに比べて軟質であり、鋼板の伸びを高めて、室温での加工性を改善するのに作用する組織である。こうした作用を発揮させるには、ポリゴナルフェライトの面積率は、金属組織全体に対して１０％以上、好ましくは２０％以上、より好ましくは２５％以上とする。しかし、ポリゴナルフェライトの生成量が過剰になると、強度が低下するため、ポリゴナルフェライトの面積率は、金属組織全体に対して５０％以下、好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下とする。
　上記ポリゴナルフェライトの面積率は、走査型電子顕微鏡によって測定できる。
　［ベイナイト］
　ベイナイト変態によって生成するベイナイトは、オーステナイトへＣを濃化させ、残留γを得るのに有効に作用する組織である。また、ベイナイトは、ポリゴナルフェライトと焼戻しマルテンサイトとの間の強度を有するため、強度と伸びの両方をバランスよく高める組織である。こうした効果を発揮させるために、ベイナイトの面積率は、金属組織全体に対して１０％以上、好ましくは１５％以上、より好ましくは２０％以上とする。しかし、ベイナイトの生成量が過剰になると、強度が低下するため、ベイナイトの面積率は、金属組織全体に対して５０％以下、好ましくは４０％以下、より好ましくは３０％以下とする。
　上記ベイナイトは、鋼板の断面をナイタール腐食してから走査型電子顕微鏡で観察したときに、残留γ及び炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種同士の間隔の平均が１μｍ以上になっている組織であり、炭化物の析出がないベイニティックフェライトの他、炭化物が部分的に析出しているものも含む。
　［焼戻しマルテンサイト］
　焼戻しマルテンサイトは、強度と穴拡げ率λとの両方をバランスよく高めるのに作用する組織である。こうした効果を発揮させるために、焼戻しマルテンサイトの面積率は、金属組織全体に対して１０％以上、好ましくは１５％以上、より好ましくは２０％以上とする。しかし、焼戻しマルテンサイトの生成量が過剰になると、残留γの生成量の低下が顕著になり、伸びが低下するため、焼戻しマルテンサイトの面積率は、金属組織全体に対して８０％以下、好ましくは７０％以下、より好ましくは６０％以下とする。
　上記焼戻しマルテンサイトとは、鋼板の断面をナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡で観察したときに、残留γ及び炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種同士の間隔の平均が１μｍ未満になっている組織である。
　ここで、「残留γ及び炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種の間隔の平均」について説明する。当該平均とは、鋼板の断面をナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡で観察したとき、隣接する残留γ同士の中心位置間距離、隣接する炭化物同士の中心位置間距離、又はある残留γと前記残留γに隣接する炭化物との中心位置間距離を測定した結果を平均した値である。上記中心位置間距離は、各残留γ又は各炭化物の中心位置を求め、最も隣接している残留γ同士、炭化物同士、又は残留γと炭化物とについて測定した中心位置間の距離を意味する。上記中心位置は、残留γ又は炭化物の長径と短径を決定し、長径と短径が交差する位置とする。
　ただし、残留γ又は炭化物がラスの境界上に析出する場合は、複数の残留γと炭化物とが連なって、その形態は針状又は板状になる。この場合、中心位置間距離は、残留γ及び炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種同士の距離ではなく、図２に示すように、残留γ及び炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種が長径方向に連なって形成する線１１と線１１の間隔、すなわち、ラス間距離を中心位置間距離１２とする。なお、図２は、残留オーステナイト及び炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種が連なった形態を説明するための模式図である。
　ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの分布状態は、特に限定されず、旧オーステナイト粒内にベイナイトと焼戻しマルテンサイトの両方が生成していてもよいし、旧オーステナイト粒毎にベイナイトと焼戻しマルテンサイトが夫々生成していてもよい。
　ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの分布状態を模式的に図３Ａ及び図３Ｂに示す。図３Ａは、旧オーステナイト粒２３内にベイナイト２１と焼戻しマルテンサイト２２との両方が混合して生成している様子を示し、図３Ｂは、旧オーステナイト粒２３毎にベイナイト２１と焼戻しマルテンサイト２２とが夫々生成している様子を示す。各図中に示した黒丸２４はＭＡ混合相を示している。なお、図３Ａ及び図３Ｂは、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの分布状態を説明するための模式図である。
　［その他］
　前記高強度鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、及び残留γからなっていてもよいが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の組織として、ＭＡ混合相、パーライト、又はフレッシュマルテンサイト等の残部組織を有していてもよい。いずれの残部組織も割れ起点となり、室温での加工性を劣化させるため、できるだけ少ない方が好ましい。残部組織は、鋼板の断面をナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡で観察したときに、合計で２５面積％以下であることが好ましい。
　なお、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトの面積率は、走査型電子顕微鏡で測定しているのに対し、残留γの体積率はＸ線回折法で測定しており、測定方法が異なるため、これらの組織の面積率と体積率を合計しても１００％を超えることがある。
　次に、本実施形態に係る高強度鋼板の成分組成について説明する。以下、成分組成における％は、質量％を意味する。
　上記高強度鋼板は、Ｃ：０．１０～０．５％、Ｓｉ：１．０～３％、Ｍｎ：１．５～３％、Ｐ：０％超、０．１％以下、Ｓ：０％超、０．０５％以下、Ａｌ：０．００５～１％、及びＮ：０％超、０．０１％以下を満足する。
　Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、また、オーステナイトを安定化させて残留γを確保するためにも必要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃ量は、０．１０％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｃを過剰に含有すると、溶接性が劣化するため、Ｃ量は、０．５％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
　Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｓｉは、炭化物の析出を抑えてオーステナイト中にＣを凝縮させて安定化し、残留γを確保するのに重要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ量は、１．０％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．３％以上である。しかし、Ｓｉを過剰に含有すると、焼鈍での加熱、均熱時に、ポリゴナルフェライトのオーステナイトへの逆変態が起こらず、ポリゴナルフェライトが過剰に残存し、強度不足になる。また、熱間圧延時にスケールが著しく形成されて鋼板表面にスケール跡疵が付き、表面性状を悪化させる。これらのことから、Ｓｉ量は、３％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。
　Ｍｎは、焼入性向上元素として作用し、冷却中にポリゴナルフェライトが過剰に生成するのを抑制し、鋼板の強度を高める元素である。また、Ｍｎは、残留γを安定化するのにも寄与する。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎ量は、１．５％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．８％以上、より好ましくは２．０％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有すると、ベイナイトの生成が著しく抑制され、所望のベイナイト量を確保できず、強度と伸びのバランスが悪くなる。また、鋳片割れが生じるなどの悪影響が生じる。これらのことから、Ｍｎ量は３％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．７％以下である。
　Ｐは、不可避不純物であり、過剰に含有すると粒界偏析による粒界脆化を助長し、室温での加工性が劣化するため、Ｐ量は０．１％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｐ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．００１％程度含有する。
　Ｓは、不可避不純物であり、過剰に含有するとＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって室温での加工性が劣化するため、Ｓ量は０．０５％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｓ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．０００１％程度含有する。
　Ａｌは、Ｓｉと同様、炭化物の析出を抑えて残留γを確保するのに重要な元素である。また、Ａｌは、脱酸材としても作用する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ量は、０．００５％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ａｌを過剰に含有すると鋼板中に介在物が多く析出し、室温での加工性が劣化するため、Ａｌ量は１％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下である。
　Ｎは、不可避不純物であり、過剰に含有すると窒化物が多量に析出して割れの起点となり、室温での加工性が劣化するため、Ｎ量は０．０１％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｎ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．００１％程度含有する。
　前記高強度鋼板の基本成分は、上記の通りであり、残部は、鉄及び不可避不純物である。不可避不純物としては、本発明の効果を損なわない範囲で、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容される。
　上記高強度鋼板は、更に、他の元素として、下記（ａ）～（ｅ）に属する少なくとも１種を含有してもよい。また、下記（ａ）～（ｅ）に属する元素は、単独で含有させてもよいし、下記（ａ）～（ｅ）に属する元素を複数組み合わせて含有させてもよい。
（ａ）Ｃｒ：０％超、１％以下、及びＭｏ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。
（ｂ）Ｔｉ：０％超、０．１５％以下、Ｎｂ：０％超、０．１５％以下、及びＶ：０％超、０．１５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。
（ｃ）Ｃｕ：０％超、１％以下、及びＮｉ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。
（ｄ）Ｂ：０％超、０．００５％以下。
（ｅ）Ｃａ：０％超、０．０１％以下、Ｍｇ：０％超、０．０１％以下、及び希土類元素：０％超、０．０１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。
　（ａ）Ｃｒ及びＭｏは、冷却中にポリゴナルフェライトが過剰に生成するのを抑制し、強度低下を防止する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｒ量は、０．０２％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上である。Ｍｏ量は、０．０２％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｃｒ及びＭｏを過剰に含有すると、Ｍｎと同様、ベイナイトの生成が著しく抑制され、所望のベイナイト量を確保できず、強度と伸びとのバランスが悪くなることがあるため、Ｃｒ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。Ｍｏ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。Ｃｒ及びＭｏは、いずれか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。
　（ｂ）Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、いずれも金属組織を微細化して鋼板の強度と靭性とを向上させるのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。Ｎｂ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。Ｖ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶを過剰に含有しても効果は飽和する。また、炭化物が粒界に析出し、室温での加工性が劣化することがある。これらのことから、Ｔｉ量は、０．１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１２％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。Ｎｂ量は、０．１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１２％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。Ｖ量は、０．１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１２％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、いずれか１種を含有してもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。
　（ｃ）Ｃｕ及びＮｉは、鋼板の耐食性を向上させるのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｕ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｎｉ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｕ及びＮｉを過剰に含有しても効果は飽和する。また、熱間加工性が劣化することがある。これらのことから、Ｃｕ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。Ｎｉ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。Ｃｕ及びＮｉは、いずれか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。
　（ｄ）Ｂは、Ｃｒ及びＭｎと同様、冷却中にポリゴナルフェライトが過剰に生成するのを抑制し、強度低下を防止する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｂ量は、０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｂを過剰に含有すると、Ｃｒ及びＭｎと同様、ベイナイトの生成が著しく抑制され、所望のベイナイト量を確保できず、強度と伸びとのバランスが悪くなることがある。これらのことから、Ｂ量は、０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。
　（ｅ）Ｃａ、Ｍｇ、及び希土類元素（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ；ＲＥＭ）は、いずれも鋼板中の介在物を微細分散させる作用を有する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃａ量は、０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。Ｍｇ量は、０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。希土類元素量は、０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｃａ、Ｍｇ、及び希土類元素を過剰に含有すると、鍛造性や熱間加工性が悪くなることがある。このことから、Ｃａ量は、０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。Ｍｇ量は、０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。希土類元素量は、０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。Ｃａ、Ｍｇ、及び希土類元素は、いずれか１種を含有してもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。
　なお、前記高強度鋼板において、希土類元素とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）、及びＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）とを含む意味である。
　上記高強度鋼板の表面には、電気亜鉛めっき（ＥＧ：Ｅｌｅｃｔｒｏ－Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）層、溶融亜鉛めっき（ＧＩ：Ｈｏｔ　Ｄｉｐ　Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）層、又は合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ：Ｈｏｔ　Ｄｉｐ　Ｇａｌｖａｎｎｅａｌｅｄ）層を有していてもよい。すなわち、本発明には、高強度電気亜鉛めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も包含される。
　次に、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法について、図４を用いて説明する。図４は、前記高強度鋼板を製造するときの焼鈍パターンを示した模式図であり、横軸は時間（秒）、縦軸は温度（℃）を意味する。
　［均熱工程］
　まず、上記成分組成を満足する鋼板を８００℃以上、Ａｃ３点以下のＴ１温度域に加熱し、該Ｔ１温度域で４０秒間以上保持して均熱する（均熱工程）。上記鋼板は、熱延鋼板であってもよいし、冷延鋼板であってもよい。なお、Ｔ１温度域での均熱温度を、以下「Ｔ１」と表記し、該Ｔ１温度域での均熱時間を、以下「ｔ１」と表記することがある。また、保持には、恒温保持のほか、該Ｔ１温度域内で温度変動する態様も含まれる。
　ポリゴナルフェライトとオーステナイトの二相温度域で均熱することによって、所定量のポリゴナルフェライトを生成させることができる。上記Ｔ１温度域における均熱温度Ｔ１が低すぎると、ポリゴナルフェライトが過剰に生成し、強度が低下する。また、均熱温度Ｔ１が低すぎると、冷間圧延時に生成した展伸組織が残存し、伸びが低下するため、室温での加工性を改善できない。したがって、前記均熱温度Ｔ１は、８００℃以上とする。上記均熱温度Ｔ１は、好ましくは８１０℃以上、より好ましくは８２０℃以上である。しかし、均熱温度Ｔ１が高すぎると、オーステナイト単相域となり、ポリゴナルフェライトの生成量が不足するため、伸びが低下し、室温での加工性を改善できない。したがって、前記均熱温度Ｔ１は、Ａｃ３点以下とする。均熱温度Ｔ１は、好ましくはＡｃ３点－１０℃以下、より好ましくはＡｃ３点－２０℃以下である。
　上記Ｔ１温度域での均熱時間ｔ１が短すぎると、鋼板を均一に加熱できないため、炭化物が未固溶のまま残存して残留γの生成が抑制される。その結果、伸びが低下し、室温での加工性を改善できない。したがって、前記均熱時間ｔ１は、４０秒間以上とする。均熱時間ｔ１は、好ましくは５０秒間以上、より好ましくは８０秒間以上である。均熱時間ｔ１の上限は、特に限定されないが、均熱時間ｔ１が長過ぎると、生産性が悪くなる。したがって、均熱時間ｔ１は、５００秒間以下とすることが好ましく、より好ましくは４５０秒間以下である。
　上記鋼板のＡｃ３点の温度は、「レスリー鉄鋼材料科学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ　Ｃ．　Ｌｅｓｌｉｅ著、１９８５年５月３１日発行、ｐ．２７３）に記載されている下記式（ＩＩ）から算出できる。下記式（ＩＩ）中、［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
　Ａｃ３点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］　・・・（ＩＩ）
　［第一冷却工程］
　上記均熱後は、下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃以上の場合は、３５０℃以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで、又は、下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃未満の場合は、Ｍｓ点以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで冷却する（第一冷却工程）。そして、前記第一冷却工程では、７００℃から、３００℃又は前記冷却停止温度Ｔ２のうちの高い方の温度までを平均冷却速度５℃／秒以上で冷却する。
　均熱後、７００℃から、３００℃又は前記冷却停止温度Ｔ２のうちの高い方の温度までの区間における平均冷却速度（以下、ＣＲ１と表記することがある。）を制御することによって、軟質なポリゴナルフェライトを所定量生成させることができる。すなわち、上記区間における平均冷却速度ＣＲ１が５℃／秒を下回ると、ポリゴナルフェライトが過剰に生成し、強度が低下する。したがって、上記区間における平均冷却速度ＣＲ１は、５℃／秒以上に制御する必要があり、好ましくは１０℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上である。上記区間における平均冷却速度ＣＲ１の上限は、特に限定されないが、平均冷却速度ＣＲ１が大きくなりすぎると、温度制御が困難となる。したがって、上記区間における平均冷却速度ＣＲ１は、好ましくは８０℃／秒以下、より好ましくは６０℃／秒以下である。
　上記冷却停止温度Ｔ２は、１００～３５０℃とする。ただし、下記式（Ｉ）で算出されるＭｓ点が３５０℃未満の場合は、上記冷却停止温度Ｔ２は、１００℃～Ｍｓ点とする。
　冷却停止温度Ｔ２が低すぎると、焼戻しマルテンサイトが過剰に生成し、残留γ量が少なくなるため、伸びが低下し、室温での加工性を改善できない。また、冷却停止温度Ｔ２が低すぎると、炭素濃度が１．０質量％を超える残留γが多く生成し、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量が相対的に少なくなり、ΔＴＳが低下し、温間での成形荷重を室温での成形荷重に比べて充分に低減できない。炭素濃度が１．０質量％を超える残留γが多く生成するのは、焼戻しマルテンサイト内のラス間にフィルム状の残留γが残存し、この残留γの炭素濃度が高いためと考えられる。したがって、上記冷却停止温度Ｔ２は、１００℃以上とする。上記冷却停止温度Ｔ２は、好ましくは１１０℃以上、より好ましくは１２０℃以上である。しかし、冷却停止温度Ｔ２が高すぎると、焼戻しマルテンサイトの生成量が少なくなるため、その後のベイナイト変態が進みにくくなり、オーステナイトへのＣ濃化が進みにくくなる。その結果、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γが多くなり、穴拡げ率λが低下し、室温での加工性を改善できない。したがって、上記Ｍｓ点が３５０℃以上の場合は、上記冷却停止温度Ｔ２は、３５０℃以下とする。上記冷却停止温度Ｔ２は、好ましくは３３０℃以下、より好ましくは３００℃以下である。一方、上記Ｍｓ点が３５０℃未満の場合は、上記冷却停止温度Ｔ２は、Ｍｓ点以下とする。上記冷却停止温度Ｔ２は、好ましくはＭｓ点－２０℃以下、より好ましくはＭｓ点－５０℃以下である。
　前記Ｍｓ点の温度は、上記「レスリー鉄鋼材料科学」（ｐ．２３１）に記載されている式に、ポリゴナルフェライト分率（Ｖｆ）を考慮した下記式（Ｉ）から算出できる。下記式（Ｉ）中、［　］は、各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。Ｖｆは、ポリゴナルフェライト分率（面積％）を表すが、製造中にポリゴナルフェライト分率を直接測定することは困難なため、別途、上記高強度鋼板の製造条件と同じ条件で上記均熱工程を行った後、上記第一冷却工程における上記高強度鋼板の製造条件と同じ平均冷却速度で室温まで冷却して得られたサンプル中のポリゴナルフェライト分率をＶｆとすればよい。
　Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｖｆ／１００）－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］　・・・（Ｉ）
　［再加熱工程］
　上記冷却停止温度Ｔ２まで冷却した後は、３５０℃超、５４０℃以下のＴ３温度域に再加熱し、該Ｔ３温度域で５０秒間以上保持する（再加熱工程）。なお、Ｔ３温度域における再加熱温度を、以下「Ｔ３」と表記し、該Ｔ３温度域での保持時間を以下「ｔ３」と表記することがある。また、保持には、恒温保持のほか、該Ｔ３温度域内で温度変動する態様も含まれる。
　上記Ｔ３温度域で５０秒間以上保持することによって、炭素濃度が０．８質量％超、１．０質量％以下の残留γを生成させることができるため、室温での加工性が良好なまま、温間での成形荷重を低減した高強度鋼板を実現できる。
　再加熱温度Ｔ３が低すぎると、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの生成量が少なくなり、ΔＴＳが低下するため、温間での成形荷重を低減できない。したがって、再加熱温度Ｔ３は、３５０℃超とする。再加熱温度Ｔ３は、好ましくは３６０℃以上、より好ましくは３７０℃以上である。しかし、再加熱温度Ｔ３が高すぎると、ベイナイト変態が充分に進まず、残留γ量が減少し、伸びＥＬが低下する。また、残留γのうち、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γ量が多くなり、穴拡げ率λが低下する。その結果、室温での加工性を改善できない。したがって、再加熱温度Ｔ３は、５４０℃以下とする。再加熱温度Ｔ３は、好ましくは５２０℃以下、より好ましくは５００℃以下である。
　また、保持時間ｔ３が短すぎると、ベイナイト変態が充分に進行しないため、オーステナイトへのＣ濃化が充分に進まず、残留γの生成量が減少する。その結果、伸びＥＬが低下する。また、各オーステナイトへのＣの濃化度合いにバラツキが生じ、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γ量が多くなり、穴拡げ率λが低下する。その結果、室温での加工性が劣化する。したがって、保持時間ｔ３は５０秒間以上とする。保持時間ｔ３は、好ましくは８０秒間以上、より好ましくは１００秒間以上である。保持時間ｔ３の上限は、特に限定されないが、生産性を考慮すると、例えば、２０分間以下が好ましい。
　［第二冷却工程］
　上記再加熱工程で保持した後、前記Ｔ３温度域から３００℃までは、平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、３００℃から１５０℃までは、平均冷却速度０℃／秒超、１０℃／秒未満で冷却する（第二冷却工程）。上記保持後、前記Ｔ３温度域から１５０℃まで冷却するにあたり、３００℃を境として二段階冷却することが重要であり、３００℃までの高温側は、急冷することにより、ΔＴＳを大きくできるため、温間での成形荷重を低減でき、３００℃からの低温側は、徐冷することにより、穴拡げ率λを大きくできるため、室温での加工性を改善できる。
　すなわち、再加熱後、３００℃までの平均冷却速度（以下、ＣＲ２と表記することがある。）が小さすぎると、冷却中にベイナイト変態及び未変態オーステナイトへのＣの濃化が進行し、炭素濃度が１．０質量％を超える残留γ量が多くなる一方で、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量が減少する。その結果、ΔＴＳが低下し、温間での成形荷重を低減できない。したがって、上記平均冷却速度ＣＲ２は、１０℃／秒以上に制御する必要があり、好ましくは１５℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上である。上記平均冷却速度ＣＲ２の上限は、特に限定されないが、平均冷却速度ＣＲ２が大きくなりすぎると、温度制御が困難となる。したがって、上記平均冷却速度ＣＲ２は、好ましくは８０℃／秒以下、より好ましくは６０℃／秒以下である。
　一方、３００℃から１５０℃までの冷却中にベイナイト変態は進行しないが、Ｃの拡散は進行する。そこで、この温度域の平均冷却速度（以下、ＣＲ３と表記することがある。）を小さくすることによって、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの生成量を低減できる。この理由は不明であるが、各残留γに生じるＣ濃度のバラツキの中で、本来のＣ濃度よりも低い残留γへＣが冷却中に拡散するため、炭素濃度の低い残留γの生成量を低減できると考えられる。Ｃの供給源は、焼戻しマルテンサイト等と考えられる。また、不可避的にγから変態したフレッシュマルテンサイト（ＦＭ）は、冷却中に自己焼戻しが進行する。その結果、穴拡げ率λが大きくなり、室温での加工性が向上する。したがって、上記区間における平均冷却速度ＣＲ３は、１０℃／秒未満に制御する必要があり、好ましくは５℃／秒以下、より好ましくは２℃／秒以下である。
　１５０℃まで冷却した後は、常法に従って室温まで冷却すればよい。
　［めっき］
　上記高強度鋼板の表面には、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。
　電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層の形成条件は、特に限定されず、常法の電気亜鉛めっき（ＥＧ）処理、溶融亜鉛めっき（ＧＩ）処理、合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）処理を採用できる。これにより、電気亜鉛めっき鋼板（以下、「ＥＧ鋼板」ということがある）、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＩ鋼板」ということがある）、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＡ鋼板」ということがある）が得られる。
　ＥＧ鋼板を製造する方法としては、上記鋼板を上記第二冷却工程後、例えば、５５℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行うことが挙げられる。
　ＧＩ鋼板を製造する方法としては、上記再加熱工程で溶融亜鉛めっき処理を兼ねればよい。即ち、上記Ｔ３温度域に再加熱した後、該Ｔ３温度域の温度に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施して、溶融亜鉛めっきとＴ３温度域における保持とを兼ねてもよい。このとき、上記Ｔ３温度域での滞在時間が、上記保持時間ｔ３の要件を満足すればよい。
　ＧＡ鋼板を製造する方法としては、上記Ｔ３温度域の温度で溶融亜鉛めっき後、該Ｔ３温度域内で引き続いて合金化処理を施せばよい。このとき、上記Ｔ３温度域での滞在時間が、上記保持時間ｔ３の要件を満足すればよい。
　亜鉛めっき付着量は特に限定されず、例えば、片面あたり１０～１００ｇ／ｍ２程度とすることが挙げられる。
　前記高強度鋼板の板厚は、特に限定されないが、例えば、板厚が３ｍｍ以下の薄鋼板であってもよい。
　前記高強度鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、１１００ＭＰａ以上であることが好ましい。
　また、前記高強度鋼板は、室温での加工性（ＴＳ×ＥＬ、λ）に優れている。具体的には、前記高強度鋼板は、ＴＳ×伸び（ＥＬ）が、１６０００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、１８０００ＭＰａ・％以上であることがより好ましい。また、前記高強度鋼板は、穴拡げ率λが、２０％以上であることが好ましく、２５％以上であることがより好ましい。
　また、前記高強度鋼板は、上述したように、室温での加工性（ＴＳ×ＥＬ、λ）に優れ、しかも、温間での成形荷重が充分に低減されている。具体的には、前記高強度鋼板は、ΔＴＳが、１５０ＭＰａ以上であることが好ましく、１８０ＭＰａ以上であることがより好ましい。この温間加工とは、１００～３５０℃程度の温度で成形することを意味する。
　上記高強度鋼板は、自動車の構造部品の素材として好適に用いられる。自動車の構造部品としては、例えば、フロントやリア部のサイドメンバやクラッシュボックスなどの正突部品をはじめ、ピラー類などの補強材（例えば、ベア、センターピラーリインフォースなど）、ルーフレールの補強材、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品、バンパーの補強材やドアインパクトビームなどの耐衝撃吸収部品、シート部品などが挙げられる。
　本明細書は、上述したように、様々な態様の技術を開示しているが、そのうち主な技術を以下に纏める。
　本発明の一局面は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．５％、Ｓｉ：１．０～３％、Ｍｎ：１．５～３％、Ｐ：０％超、０．１％以下、Ｓ：０％超、０．０５％以下、Ａｌ：０．００５～１％、及びＮ：０％超、０．０１％以下を満足し、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼板であり、（１）該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、及び残留オーステナイトを含み、（２）前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、ポリゴナルフェライト：１０～５０面積％、ベイナイト ：１０～５０面積％、焼戻しマルテンサイト：１０～８０面積％を満足し、（３）前記金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、残留オーステナイト：５．０体積％以上、炭素濃度が１．０質量％以下の残留オーステナイト：３．５体積％以上、炭素濃度が０．８質量％以下の残留オーステナイト：２．４体積％以下を満足することを特徴とする高強度鋼板である。
　このような構成によれば、室温での伸び及び穴拡げ性が良好で、しかも１００～３５０℃の温間で加工するときの成形荷重を、室温で加工するときの成形荷重よりも格段に低減した引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供できる。
　上記高強度鋼板は、更に、他の元素として、質量％で、Ｃｒ：０％超、１％以下、及びＭｏ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
　また、上記高強度鋼板は、更に、他の元素として、質量％で、Ｔｉ：０％超、０．１５％以下、Ｎｂ：０％超、０．１５％以下、及びＶ：０％超、０．１５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
　また、上記高強度鋼板は、更に、他の元素として、質量％で、Ｃｕ：０％超、１％以下、及びＮｉ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
　また、上記高強度鋼板は、更に、他の元素として、質量％で、Ｂ：０％超、０．００５％以下を含有してもよい。
　また、上記高強度鋼板は、更に、他の元素として、質量％で、Ｃａ：０％超、０．０１％以下、Ｍｇ：０％超、０．０１％以下、及び希土類元素：０％超、０．０１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
　また、前記高強度鋼板には、その表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する高強度鋼板も包含される。
　また、本発明の他の一局面は、前記成分組成を満足する鋼板を８００℃以上、Ａｃ３点以下のＴ１温度域に加熱し、該Ｔ１温度域で４０秒間以上保持して均熱する均熱工程と、均熱後、下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃以上の場合は、３５０℃以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで、又は下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃未満の場合は、Ｍｓ点以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで冷却するにあたり、７００℃から、３００℃又は前記冷却停止温度Ｔ２のうちの高い方の温度までを平均冷却速度５℃／秒以上とする第一冷却工程と、３５０℃超、５４０℃以下のＴ３温度域に再加熱し、該Ｔ３温度域で５０秒間以上保持する再加熱工程と、保持後、前記Ｔ３温度域から３００℃までを平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、３００℃から１５０℃までを平均冷却速度０℃／秒超、１０℃／秒未満で冷却する第二冷却工程とを含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法である。
　Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｖｆ／１００）－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］　・・・（Ｉ）
　上記式（Ｉ）中、Ｖｆは、別途、上記高強度鋼板の製造条件と同じ条件で上記均熱工程を行った後、上記第一冷却工程における上記高強度鋼板の製造条件と同じ平均冷却速度で室温まで冷却して得られたサンプル中のポリゴナルフェライト分率（面積％）を意味する。また、上記式（Ｉ）中、［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算する。
　また、前記高強度鋼板の製造方法において、前記第二冷却工程後、電気亜鉛めっきを行ってもよい。
　また、前記高強度鋼板の製造方法において、前記再加熱工程で、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを行ってもよい。
　本発明によれば、鋼板の成分組成及び金属組織を適切に制御しており、特に、残留γの炭素濃度を厳密に制御しているため、室温での伸び及び穴拡げ性が良好で、しかも１００～３５０℃の温間で加工するときの成形荷重を、室温で加工するときの成形荷重よりも格段に低減した引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板、及びその製造方法を提供できる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記及び後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す成分を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼を溶製して鋼材を製造した。得られた鋼材を１２５０℃で３０分間加熱保持した後、圧下率を約９０％とし、仕上げ圧延温度が９２０℃となるように熱間圧延し、この温度から平均冷却速度３０℃／秒で巻取り温度６００℃まで冷却して巻き取った。巻き取った後、室温まで冷却して板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。
　得られた熱延鋼板を酸洗して表面スケールを除去してから、冷延率４６％で冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を製造した。
　得られた冷延鋼板を連続焼鈍して供試材を製造した。すなわち、得られた冷延鋼板を、下記表２－１又は表２－２に示す均熱温度Ｔ１（℃）に加熱し、下記表２－１又は表２－２に示す均熱時間ｔ１（秒）保持して均熱した後、下記表２－１又は表２－２に示す冷却停止温度Ｔ２（℃）まで冷却した。７００℃から３００℃又は前記冷却停止温度Ｔ２のうち高い方までの平均冷却速度ＣＲ１（℃／秒）を下記表２－１又は表２－２に示す。
　また、下記表２－１及び表２－２には、下記表１に示した成分組成及び上記式（Ｉ）に基づいて算出したＭｓ点（℃）を併せて示す。
　次に、上記冷却停止温度Ｔ２（℃）から、下記表２－１又は表２－２に示す再加熱温度Ｔ３（℃）まで加熱し、この温度で下記表２－１又は表２－２に示す保持時間ｔ３（秒）保持した。
　保持した後は、室温まで冷却した。このとき、上記再加熱温度Ｔ３（℃）から３００℃までは、下記表２－１又は表２－２に示す平均冷却速度ＣＲ２（℃／秒）で冷却し、３００℃から１５０℃までは、下記表２－１又は表２－２に示す平均冷却速度ＣＲ３（℃／秒）で冷却した。
　連続焼鈍して得られた供試材の一部については、下記めっき処理を施してＥＧ鋼板、ＧＩ鋼板、ＧＡ鋼板を製造した。
　［電気亜鉛めっき（ＥＧ）処理］
　連続焼鈍した後、室温まで冷却し、次いで供試材を５５℃の亜鉛めっき浴に浸漬して電流密度３０～５０Ａ／ｄｍ２で電気亜鉛めっき処理を施した後、水洗、乾燥してＥＧ鋼板を製造した。電気亜鉛めっきの付着量は、片面当たり１０～１００ｇ／ｍ２とした。
　［溶融亜鉛めっき（ＧＩ）処理］
　上記冷却停止温度Ｔ２（℃）から、下記表２－１又は表２－２に示す再加熱温度Ｔ３（℃）まで加熱した後、温度４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施し、室温まで冷却してＧＩ鋼板を製造した。上記Ｔ３温度域での滞在時間を下記表２－１又は表２－２に示した保持時間ｔ３（秒）の欄に示す。溶融亜鉛めっきの付着量は、片面当たり１０～１００ｇ／ｍ２とした。
　［合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）処理］
　上記溶融亜鉛めっき浴に浸漬後、さらに、下記表２－１又は表２－２に示す温度で合金化処理を行ってから室温まで冷却してＧＡ鋼板を製造した。上記Ｔ３温度域での滞在時間を下記表２－１又は表２－２に示した保持時間ｔ３（秒）の欄に示す。合金化溶融亜鉛めっきの付着量は、片面当たり１０～１００ｇ／ｍ２とした。
　得られた供試材の区分を下記表２－１又は表２－２に示す。表中、冷延は冷延鋼板、ＥＧはＥＧ鋼板、ＧＩはＧＩ鋼板、ＧＡはＧＡ鋼板をそれぞれ示す。
　得られた供試材（冷延鋼板、ＥＧ鋼板、ＧＩ鋼板、ＧＡ鋼板を含む意味。以下、同じ。）について、金属組織の観察と機械的特性の評価を次の手順で行った。
　≪金属組織の観察≫
　金属組織のうち、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、及び焼戻しマルテンサイトの各面積率は、走査型電子顕微鏡で観察した結果に基づいて算出し、残留γの体積率は、Ｘ線回折法により測定した。
　［ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト］
　供試材の圧延方向に平行な断面を研磨した後、ナイタール腐食させて板厚の１／４位置を走査型電子顕微鏡で、倍率３０００倍で５視野観察した。観察視野は約４０μｍ×約３０μｍとした。ポリゴナルフェライトの面積率は、この走査型電子顕微鏡の観察によって測定できる。また、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの面積率は、観察視野内において白色又は薄い灰色として観察される残留γ及び炭化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種同士の間隔の平均（平均間隔）を、前述した方法に基づいて測定し、測定した平均間隔によってベイナイトと焼戻しマルテンサイトとに区別し、点算法により測定した。
　測定結果を下記表３－１又は表３－２に示す。下記表３－１又は表３－２において、Ｆは、ポリゴナルフェライトの面積率を示し、Ｂはベイナイトの面積率を示し、ＴＭは焼戻しマルテンサイトの面積率を示している。残部は、残留γ、フレッシュマルテンサイトと残留γが複合したＭＡ混合相、パーライト、フレッシュマルテンサイトである。
　［残留γ］
　供試材の板厚の１／４位置まで研削した後、研削面を化学研磨してからＸ線回折法により金属組織全体に対する残留γの体積率を測定した（ＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．　Ｖｏｌ．３３、１９３３年、Ｎｏ．７、ｐ．７７６）。
　また、残留γ中の炭素濃度を上述した手順で測定し、金属組織全体に対する、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γの体積率［ＶγＲ（Ｃ≦１．０％）］、及び炭素濃度が０．８質量％以下の残留γの体積率［ＶγＲ（Ｃ≦０．８％）］を算出した。
　なお、参考データとして、残留γ中の炭素濃度分布の平均値％Ｃａｖｇ、及び標準偏差σ％Ｃを下記表３－１又は表３－２に併せて示す。
　≪機械的特性の評価≫
　［室温での引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）］
　室温（２５℃）での引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）とは、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に基づいて、引張試験を行って測定した。試験片としては、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、ＪＩＳ　Ｚ２２０１で規定される５号試験片を供試材から切り出したものを用いた。引張試験の引張速度は、１０ｍｍ／分とした。
　室温で測定したＴＳ及びＥＬの結果を下記表３－１又は表３－２に示す。
　また、室温で測定したＴＳとＥＬの積（ＴＳ×ＥＬ）を算出し、結果を下記表３－１又は表３－２に示す。
　［ΔＴＳ］
　温間成形時の荷重低減度合いを評価するために、室温（２５℃）での引張強度（室温ＴＳ）から温間（２００℃）での引張強度（温間ＴＳ）を引いた値（室温ＴＳ－温間ＴＳ＝ΔＴＳ）を算出した。引張試験は、プレス加工時の速度を模擬するために引張速度を１０００ｍｍ／分とし、室温と２００℃の２水準で行う以外は、上記と同じ条件で行った。算出したΔＴＳを、下記表３－１又は表３－２に示す。
　［穴拡げ性］
　穴拡げ性は、ＪＩＳ　Ｚ２２５６に基づいて穴拡げ試験を行って測定した穴拡げ率（λ）によって評価した。測定結果を下記表３－１又は表３－２の「λ（％）」の欄に示す。
　本発明では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の場合を、高強度と評価した。また、ＴＳ×ＥＬが１６０００ＭＰａ・％以上で、且つ、λが２０％以上の場合を、室温での加工性に優れると評価した。また、ΔＴＳが１５０ＭＰａ以上の場合を、温間での成形荷重が低減されたと評価した。そして、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬ、λ、及びΔＴＳの全てが基準値を満足する場合を合格とした。一方、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬ、λ、又はΔＴＳのうちいずれかが基準値に満たない場合を不合格とした。
　下記表１、表２－１、表２－２、表３－１、表３－２から次のように考察できる。
　Ｎｏ．１、７、８、１０、１３、１５、１７、２０、２２、２３、２６～３１、３３、３７、３８、４０、及び４２は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、室温で測定したＴＳは９８０ＭＰａ以上となり、高強度である。また、ＴＳ×ＥＬ及びλが本発明の合格基準を満足しており、室温での加工性が良好である。さらに、ΔＴＳが本発明の合格基準を満足しているため、温間での成形荷重を低減できた。
　一方、Ｎｏ．２～６、９、１１、１２、１４、１６、１８、１９、２１、２４、２５、３２、３４～３６、３９、及び４１は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例であり、強度、室温での加工性、及び温間での成形荷重低減のうち、少なくとも一つの特性が劣化している。
　以下、詳細に説明する。
　Ｎｏ．２、６、１２、及び４１は、再加熱工程での保持後の３００℃から１５０℃までの平均冷却速度ＣＲ３が大きすぎ、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γが多く生成した例であり、λが小さくなり、室温での加工性を改善できなかった。
　Ｎｏ．３、５、及び３９は、再加熱温度（再加熱工程での保持温度）から３００℃までの平均冷却速度ＣＲ２が小さすぎ、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかった例であり、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。なお、Ｎｏ．３は、上記特許文献１を模擬した例であり、上記特許文献１の段落［０１２８］に記載されているように、保持後、室温までの平均冷却速度を５℃／秒とした。
　Ｎｏ．４、１９、及び３２は、均熱後の冷却停止温度Ｔ２が高すぎた例である。Ｎｏ．４、１９、及び３２は、焼戻しマルテンサイトが生成しないか、生成量が少なかったため、室温でのＴＳが低くなり、強度を確保できなかった。また、Ｎｏ．４、１９、及び３２は、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γが多く生成したため、λが小さくなり、室温での加工性を改善できなかった。なお、Ｎｏ．１９は、保持時間ｔ３が比較的長く、ポリゴナルフェライトの生成量が比較的少なかったため、ベイナイトが過剰に生成したと考えられる。すなわち、ポリゴナルフェライトの生成量が少ないほど、周囲のオーステナイトにＣが濃化しにくくなるため、ベイナイト変態が速く起こると考えられる。
　Ｎｏ．９は、均熱後、７００℃から３００℃までの区間における平均冷却速度ＣＲ１が小さすぎたため、ポリゴナルフェライトが過剰に生成した例である。その結果、Ｎｏ．９は、所望のＴＳを確保できなかった。
　Ｎｏ．１１は、均熱温度Ｔ１が高すぎたため、ポリゴナルフェライトがほとんど生成しなかった例である。その結果、Ｎｏ．１１は、ＴＳ×ＥＬが低くなり、室温での加工性を改善できなかった。
　Ｎｏ．１４は、均熱後の冷却停止温度Ｔ２が低すぎた例である。Ｎｏ．１４は、ベイナイトが生成せず、焼戻しマルテンサイトが過剰に生成したため、残留γの生成量を確保できなかった。その結果、Ｎｏ．１４は、ＴＳ×ＥＬが低くなり、室温での加工性を改善できなかった。また、Ｎｏ．１４は、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかったため、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。
　Ｎｏ．１６は、均熱温度Ｔ１が低すぎたため、ポリゴナルフェライトが過剰に生成した例である。その結果、Ｎｏ．１６は、所望のＴＳを確保できなかった。また、Ｎｏ．１６は、ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかった。これは、冷間圧延時に導入された加工組織が残存したからと考えられる。
　Ｎｏ．１８は、再加熱温度Ｔ３が高すぎた例である。Ｎｏ．１８は、ベイナイトがほとんど生成せず、残留γの生成量を確保できなかったため、ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかった。また、Ｎｏ．１８は、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γが過剰に生成したため、λが小さくなり、室温での加工性を改善できなかった。
　Ｎｏ．２１は、再加熱温度Ｔ３が低すぎたため、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかった例である。その結果、Ｎｏ．２１は、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。
　Ｎｏ．２４は、均熱時間ｔ１が短すぎたため、所望の残留γ量を確保できなかった例である。その結果、Ｎｏ．２４は、ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかった。
　Ｎｏ．２５は、保持時間ｔ３が短すぎた例である。Ｎｏ．２５は、ベイナイト及び残留γの生成量を確保できなかったため、ＴＳ×ＥＬが低下し、また、炭素濃度が０．８質量％以下の残留γが過剰に生成したため、λが小さくなり、室温での加工性を改善できなかった。
　Ｎｏ．３４～３６は、成分組成が本発明で規定する要件を満足しない例である。
　Ｎｏ．３４は、Ｓｉ量が少なすぎたため、ＴＳが低下し、強度を確保できなかった。また、Ｎｏ．３４は、残留γの生成量を確保できなかったため、ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかった。また、Ｎｏ．３４は、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかった例であり、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。
　Ｎｏ．３５は、Ｃ量が少なすぎたため、ＴＳが低下し、強度を確保できなかった。また、Ｎｏ．３５は、残留γの生成量を確保できなかったため、ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかった。また、Ｎｏ．３５は、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかった例であり、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。
　Ｎｏ．３６は、Ｍｎ量が少なすぎたため、ポリゴナルフェライトが過剰に生成し、ＴＳが低下し、強度を確保できなかった。また、Ｎｏ．３６は、残留γの生成量を確保できなかったため、ＴＳ×ＥＬが低下し、室温での加工性を改善できなかった。また、Ｎｏ．３６は、炭素濃度が１．０質量％以下の残留γ量を確保できなかった例であり、ΔＴＳが小さくなり、温間での成形荷重を低減できなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　この出願は、２０１６年２月２９日に出願された日本国特許出願特願２０１６－０３８３０４及び２０１６年９月２０日に出願された日本国特許出願特願２０１６－１８２９６６を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。
　本発明を表現するために、上述において図面を参照しながら実施形態を通して本発明を適切且つ十分に説明したが、当業者であれば上述の実施形態を変更及び／又は改良することは容易に為し得ることであると認識すべきである。したがって、当業者が実施する変更形態又は改良形態が、請求の範囲に記載された請求項の権利範囲を離脱するレベルのものでない限り、当該変更形態又は当該改良形態は、当該請求項の権利範囲に包括されると解釈される。
　本発明によれば、鋼板の成分組成及び金属組織を適切に制御しており、特に、残留γの炭素濃度を厳密に制御しているため、室温での伸び及び穴拡げ性が良好で、しかも１００～３５０℃の温間で加工するときの成形荷重を、室温で加工するときの成形荷重よりも格段に低減した引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板、及びその製造方法が提供される。
 

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１０～０．５％、
    　Ｓｉ：１．０～３％、
    　Ｍｎ：１．５～３％、
    　Ｐ　：０％超、０．１％以下、
    　Ｓ　：０％超、０．０５％以下、
    　Ａｌ：０．００５～１％、及び
    　Ｎ　：０％超、０．０１％以下を満足し、
    　残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼板であり、
    　（１）該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、及び残留オーステナイトを含み、
    　（２）前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、
    　ポリゴナルフェライト：１０～５０面積％、
    　ベイナイト：１０～５０面積％、
    　焼戻しマルテンサイト：１０～８０面積％を満足し、
    　（３）前記金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、
    　残留オーステナイト：５．０体積％以上、
    　炭素濃度が１．０質量％以下の残留オーステナイト：３．５体積％以上、
    　炭素濃度が０．８質量％以下の残留オーステナイト：２．４体積％以下を満足すること
    を特徴とする高強度鋼板。
  2. 　更に、他の元素として、質量％で、
    　Ｃｒ：０％超、１％以下、
    　Ｍｏ：０％超、１％以下、
    　Ｔｉ：０％超、０．１５％以下、
    　Ｎｂ：０％超、０．１５％以下、
    　Ｖ　：０％超、０．１５％以下、
    　Ｃｕ：０％超、１％以下、
    　Ｎｉ：０％超、１％以下、
    　Ｂ　：０％超、０．００５％以下、
    　Ｃａ：０％超、０．０１％以下、
    　Ｍｇ：０％超、０．０１％以下、及び
    　希土類元素：０％超、０．０１％以下より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に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層を有している請求項１に記載の高強度鋼板。
  4. 　請求項１又は請求項２に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
    　前記成分組成を満足する鋼板を８００℃以上、Ａｃ３点以下のＴ１温度域に加熱し、該Ｔ１温度域で４０秒間以上保持して均熱する均熱工程と、
    　均熱後、
    　下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃以上の場合は、３５０℃以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで、又は
    　下記式（Ｉ）で表されるＭｓ点が３５０℃未満の場合は、Ｍｓ点以下、１００℃以上を満たす任意の冷却停止温度Ｔ２まで冷却するにあたり、７００℃から、３００℃又は前記冷却停止温度Ｔ２のうちの高い方の温度までを平均冷却速度５℃／秒以上とする第一冷却工程と、
    　３５０℃超、５４０℃以下のＴ３温度域に再加熱し、該Ｔ３温度域で５０秒間以上保持する再加熱工程と、
    　保持後、前記Ｔ３温度域から３００℃までを平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却し、３００℃から１５０℃までを平均冷却速度０℃／秒超、１０℃／秒未満で冷却する第二冷却工程と
    を含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
    　Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｖｆ／１００）－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］　・・・（Ｉ）
    　上記式（Ｉ）中、Ｖｆは、別途、上記高強度鋼板の製造条件と同じ条件で上記均熱工程を行った後、上記第一冷却工程における上記高強度鋼板の製造条件と同じ平均冷却速度で室温まで冷却して得られたサンプル中のポリゴナルフェライト分率（面積％）を意味する。また、上記式（Ｉ）中、［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算する。
  5. 　前記第二冷却工程後、電気亜鉛めっきを行う請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記再加熱工程で、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
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