WO2020121418A1 - 成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板、及び、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents

成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板、及び、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法 Download PDF

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裕之 川田
栄作 桜田
幸一 佐野
卓史 横山
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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
    • C23C2/26—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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
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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
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    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/48—After-treatment of electroplated surfaces
    • C25D5/50—After-treatment of electroplated surfaces by heat-treatment
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    • 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
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    • 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
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    • 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
    • C21D2211/003—Cementite
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    • 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
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    • C21D2211/005—Ferrite
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    • 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
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    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance, and a method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance.
  • Patent Document 1 in a high-strength steel sheet of 780 MPa class or higher, the steel sheet structure has a space factor of ferrite: 5 to 50%, retained austenite: 3% or less, balance: martensite (average aspect ratio: 1 0.5 or more), a technique for improving the strength-elongation balance and the strength-stretch flange balance is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses that in a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, a composite structure composed of ferrite having an average grain size of 10 ⁇ m or less, martensite of 20% by volume or more, and other second phases is formed, and corrosion resistance and corrosion resistance are formed. Techniques for improving secondary work brittleness are disclosed.
  • Patent Documents 3 and 8 disclose a technique in which the metal structure of a steel sheet is a composite structure of ferrite (soft structure) and bainite (hard structure) to ensure high elongation even at high strength.
  • Patent Document 4 discloses that in a high-strength steel sheet, the space factor is 5 to 30% for ferrite, 50 to 95% for martensite, the average grain size of ferrite is 3 ⁇ m or less in equivalent circle diameter, and the average grain size of martensite is A technique for improving elongation and stretch-flangeability by forming a composite structure having a circle equivalent diameter of 6 ⁇ m or less is disclosed.
  • Patent Document 5 at the phase interface during the transformation from austenite to ferrite, the precipitation-strengthened ferrite that is precipitated by controlling the precipitation distribution mainly by the precipitation phenomenon (interphase interface precipitation) caused by grain boundary diffusion is used. , A technique for achieving both strength and elongation is disclosed.
  • Patent Document 6 discloses a technique in which the steel sheet structure has a ferrite single-phase structure and the ferrite is reinforced with fine carbides to achieve both strength and elongation.
  • Patent Document 7 discloses that in a high-strength thin steel sheet, elongation and hole expansibility are improved by setting the austenite grains having a required C concentration at the interface between the ferrite phase, the bainite phase, and the martensite phase to 50% or more. Techniques for securing are disclosed.
  • the present invention is a high-strength steel sheet having a maximum tensile strength (TS) of 590 MPa or more that realizes weight reduction and impact resistance of an automobile, and in view of the demand for improved formability, TS of 590 MPa or more is required.
  • TS maximum tensile strength
  • high-strength steel including galvanized steel sheet, zinc alloy-plated steel sheet, alloyed zinc-plated steel sheet, alloyed zinc alloy-plated steel sheet
  • Another object of the present invention is to provide a method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance.
  • the microstructure of the material steel plate (steel plate for heat treatment) has a lath structure that encloses the specified carbides, and if the required heat treatment is applied, the steel plate after heat treatment has high strength and impact resistance It was found that an excellent microstructure can be formed.
  • the present invention was made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the composition of components is% by mass, C: 0.080 to 0.500%, Si: 2.50% or less, Mn: 0.50 to 5.00%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.001 to 2.000%, N: 0.0150% or less, O: 0.0050% or less, Remainder:
  • the microstructure in the region of 1/8 t (t: plate thickness) to 3/8 t (t: plate thickness) from the surface of the steel plate is expressed in volume %, Acicular ferrite: 20% or more, Martensite, tempered martensite, and island-like hard structure consisting of one or more of retained austenite: containing 20% or more, Retained austenite: 2% or more and 25% or less, Bulk ferrite: 20% or less, Perlite and/or cementite: limited to a total of 5% or less, In the island-shaped
  • the average of the number density per unit area (hereinafter also simply referred to as “number density”) of the hard region having an equivalent circle diameter of less than 1.5 ⁇ m is 1.0 ⁇ 10 10 pieces/m ⁇ 2 or more, and three pieces
  • number density 1.0 ⁇ 10 10 pieces/m ⁇ 2 or more
  • the ratio of the maximum number density to the minimum number density is 2.5 or less.
  • the above component composition is further mass%, Ti: 0.300% or less, Nb: 0.100% or less, V: A high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance according to the present invention, characterized by containing one or more of 1.00% or less.
  • the above component composition is further mass%, Cr: 2.00% or less, Ni: 2.00% or less, Cu: 2.00% or less, Mo: 1.00% or less, W: 1.00% or less, B: A high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance according to the present invention, characterized by containing one or more of 0.0100% or less.
  • the above component composition is further mass%, Sn: 1.00% or less, Sb: A high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance according to the present invention, characterized by containing one or two of 0.200% or less.
  • the component composition further contains, in mass%, one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, and REM in a total amount of 0.0100% or less.
  • High strength steel plate with excellent formability and impact resistance.
  • a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance according to the present invention which has a zinc-plated layer or a zinc alloy-plated layer on one side or both sides of the high-strength steel sheet.
  • a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance according to the present invention wherein the zinc plating layer or the zinc alloy plating layer is an alloyed plating layer.
  • hot rolling conditions in the temperature range from the maximum heating temperature to 1000° C. satisfy the formula (A), and further rolling is performed.
  • the cooling condition from the completion of hot rolling to 600° C. satisfies the following formula (2) representing the total degree of transformation progress in each temperature range where the temperature from the rolling completion temperature to 600° C. is divided into 15 equal parts, and After the temperature reaches 600° C., a cooling process in which the temperature history calculated every 20° C.
  • Intermediate heat treatment step in which the residence time in the temperature range of 0°C is limited to 100 seconds or less, and then, when cooling from the heating temperature, the average cooling rate in the temperature range of 750°C to 450°C is set to 30°C/second or more.
  • the temperature history from 450°C to 650°C is set to the range that satisfies the following formula (B), and then the temperature history from 650°C to 750°C is set to the range that satisfies the following formula (C).
  • Heat Hold at heating temperature for 150 seconds or less When cooling from the heating and holding temperature, the average cooling rate in the temperature range from 700° C. to 550° C. is set to 10° C./sec or more, and the temperature is cooled from 550° C. to 300° C.
  • the residence time in the temperature range of 550°C to 300°C is 1000 seconds or less, Furthermore, the production of a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance according to the present invention, characterized in that the present heat treatment step is carried out so that the residence condition in the temperature range of 550°C to 300°C satisfies the following formula (4). Method.
  • n After removal from the furnace, the number of rolling passes of up to 1000 ° C.
  • h i finish thickness after i Path [mm]
  • T i Rolling temperature at pass i [°C]
  • t i elapsed time from the i-th pass rolling to the i+1-th pass [seconds]
  • T n Average steel plate temperature [°C] from the n-1th calculation time to the nth calculation time t n : total effective time [hours] related to the growth of carbide at the time of the n-th calculation time ⁇ t n : Elapsed time from the (n-1)th calculation time to the nth calculation time [hours]
  • C Parameter related to growth rate of carbide (element symbol: mass% of element)
  • each chemical composition represents the addition amount [mass %].
  • F constant
  • 2.57 t n elapsed time from (440+10n)° C. to (450+10n)° C. [seconds]
  • K value of the middle side of expression (3)
  • T(n) Average temperature of the steel sheet in the nth time zone when the residence time is divided into 10 parts
  • Bs point (° C.) 611-33[Mn]-17[Cr]-17[Ni]-21[Mo ] -11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo] +5500[B]+240[Nb])/(8[C])
  • Bs point (° C.) 611-33[Mn]-17[Cr]-17[Ni]-21[Mo ] -11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo] +5500[B]
  • the method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance according to the present invention which comprises subjecting the steel sheet for heat treatment before the main heat treatment step to cold rolling at a rolling reduction of 15% or less.
  • the method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance according to the present invention which comprises heating the steel sheet after the main heat treatment step to 200° C. to 600° C. and tempering the steel sheet.
  • the method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance according to the present invention which comprises subjecting the steel sheet after the main heat treatment step or tempering to a skin pass rolling with a rolling reduction of 2.0% or less.
  • a method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance according to the present invention The high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance produced by the method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance of the present invention is immersed in a plating bath containing zinc as a main component to obtain a high-strength steel sheet.
  • a method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance which comprises forming a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer on one or both sides.
  • a method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance according to the present invention In the method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance of the present invention, a steel sheet staying in a temperature range of 550° C. to 300° C. is immersed in a plating bath containing zinc as a main component, and one surface of the high-strength steel sheet is Alternatively, a method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance, characterized by forming a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer on both sides.
  • a method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance according to the present invention On one or both sides of the high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance produced by the method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance of the present invention, electroplating, zinc plating layer or zinc alloy plating A method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance, which comprises forming a layer.
  • a method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance according to the present invention On one or both sides of the high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance produced by the method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance of the present invention, electroplating, zinc plating layer or zinc alloy plating A method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance, which comprises forming a layer.
  • a production method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance according to the present invention The zinc plating layer or the zinc alloy plating layer is heated from 400° C. to 600° C. to subject the zinc plating layer or the zinc alloy plating layer to an alloying treatment, which is excellent in moldability and impact resistance of the present invention. Manufacturing method of high strength steel sheet.
  • FIG. 3 is a structural image diagram of a general high-strength composite steel, which is a comparative steel.
  • FIG. 6 is a structural image diagram of a comparative steel, which is a high-strength composite steel with improved properties (for example, Patent Document 1).
  • This heat treatment steel sheet has a composition of mass%, C: 0.080 to 0.500%, Si: 2.50% or less, Mn: 0.50 to 5.00%, P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.010 to 2.000%, N: 0.0015% or less, O: 0.0050% or less, Remainder:
  • the microstructure in the region of 1/8 t (t: plate thickness) to 3/8 t (t: plate thickness) from the surface of the steel plate is expressed in volume %
  • Lath structure composed of one or more of martensite, tempered martensite, bainite, and bainitic ferrite and having 1.0 ⁇ 10 10 pieces/m 2 or more of carbides having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more: Includes 80% or more.
  • the high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the steel sheet A of the present invention”) has a component composition of mass%, C: 0.080 to 0.500%, Si: 2.50% or less, Mn: 0.50 to 5.00%, P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.010 to 2.000%, N: 0.0015% or less, O: 0.0050% or less, Remainder:
  • the microstructure in the region of 1/8 t (t: plate thickness) to 3/8 t (t: plate thickness) from the surface of the steel plate is expressed in volume %, Acicular ferrite: 20% or more, Martensite, tempered martensite, and island-like hard structure consisting of one or more of retained austenite: containing 20% or more, Retained austenite: 2% or more and 25% or less,
  • the average number density (number density) per unit area of the hard region having a circle equivalent diameter of less than 1.5 ⁇ m is 1.0 ⁇ 10 10 pieces/m ⁇ 2 or more, and in three or more fields of view, When the number density of the island-shaped hard structure is obtained in an area of 5.0 ⁇ 10 ⁇ 10 m 2 or more, the ratio of the maximum number density to the minimum number density is 2.5 or less.
  • the high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the present invention steel sheet A1”)
  • the steel sheet A of the present invention is characterized by having a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer on one side or both sides.
  • the high-strength steel sheet excellent in formability, toughness, and weldability of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the steel sheet A2 of the present invention”)
  • the galvanized layer or the zinc alloy plated layer of the steel sheet A1 of the present invention is an alloyed plated layer.
  • production method a is a production method for producing a steel sheet a, After heating the slab of the component composition of the steel sheet a to 1080° C. or higher and 1300° C. or lower, the hot rolling conditions in the temperature range from the maximum heating temperature to 1000° C. satisfy the above formula (A), and further the rolling completion temperature.
  • a cold rolling step of performing cold rolling with a rolling reduction of 80% or less Heating from (Ac3-30)°C to (Ac3+100)°C at an average heating rate of 30°C/sec or more in the temperature range of 650°C to (Ac3-40)°C, and heating from the heating temperature (maximum heating temperature- 10)
  • Intermediate heat treatment step in which the residence time in the temperature range of 0°C is limited to 100 seconds or less, and then, when cooling from the heating temperature, the average cooling rate in the temperature range of 750°C to 450°C is set to 30°C/second or more. And carry out.
  • the method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the present production method A”) is a steel sheet a at a temperature of (Ac1+25)° C. to an Ac3 point.
  • the temperature history from 450° C. to 650° C. is set to a range that satisfies the above formula (B), and then the temperature history from 650° C. to 750° C. is set to a range that satisfies the above formula (C), and heating is performed. Hold at heating temperature for 150 seconds or less, From the heating and holding temperature, the average cooling rate in the temperature range of 700° C. to 550° C.
  • the present heat treatment step is characterized in that the staying condition in the temperature range of 550° C. to 300° C. satisfies the above formula (4).
  • the method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the present invention production method A1a”) is a production method for producing the present invention steel sheet A1
  • the high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance produced by the production method A of the present invention is immersed in a plating bath containing zinc as a main component, and a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer is formed on one side or both sides of the steel sheet. It is characterized by forming.
  • the method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “present invention production method A1b”) is a production method for producing the present steel sheet A1, A steel sheet produced by the production method A of the present invention and staying in a temperature range of 550° C. to 300° C. is immersed in a plating bath containing zinc as a main component, and a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer is formed on one side or both sides of the steel sheet. Is formed.
  • the method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance of the present invention (hereinafter sometimes referred to as "the present invention production method A1c") is a production method for producing the present invention steel sheet A1.
  • a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance produced by the production method A of the present invention is characterized in that a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer is formed by electroplating on one side or both sides.
  • the method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the present invention production method A2”) is a production method for producing the present invention steel sheet A2,
  • the steel sheet A1 of the present invention is characterized in that the zinc plating layer or the zinc alloy plating layer is heated from 400° C. to 600° C., and the zinc plating layer or the zinc alloy plating layer is alloyed.
  • steel plate a and its manufacturing method (manufacturing method a), and steel plates A, A1, and A2 of the present invention and their manufacturing methods (present invention manufacturing methods A, A1a, A1b, A1c, and A2) , Will be sequentially described.
  • the steel plate of the present invention the reasons for limiting the component compositions of the steel plate a and the steel plates A, A1, and A2 of the present invention (hereinafter sometimes collectively referred to as “the steel plate of the present invention”) will be described.
  • % related to the component composition means mass%.
  • Ingredient composition C 0.080 to 0.500% C is an element that contributes to the improvement of strength and impact resistance. If C is less than 0.080%, the effect of addition is not sufficiently obtained, so C is set to 0.080% or more. It is preferably 0.100% or more, more preferably 0.140% or more. On the other hand, if C exceeds 0.500%, the cast slab becomes brittle and cracks easily, and the productivity is remarkably reduced, so C is made 0.500% or less. Furthermore, since a large amount of C deteriorates weldability, C is preferably 0.350% or less, more preferably 0.250% or less, from the viewpoint of ensuring good spot weldability.
  • Si 2.50% or less
  • Si is an element that refines iron-based carbides and contributes to improvement in strength and formability, but is also an element that embrittles steel. If the Si content exceeds 2.50%, the cast slab becomes brittle and easily cracks, and the productivity is significantly reduced. Therefore, the Si content is set to 2.50% or less.
  • Si is an element that embrittles the Fe crystal, and from the viewpoint of securing impact resistance, it is preferably 2.20% or less, more preferably 2.00% or less.
  • the lower limit includes 0%, but if it is reduced to less than 0.010%, coarse iron-based carbides may be generated during the bainite transformation, and the strength and formability may decrease, so Si is 0.005% or more. preferable. It is more preferably 0.010% or more.
  • Mn 0.50 to 5.00%
  • Mn is an element that enhances the hardenability and contributes to the improvement of strength. If Mn is less than 0.50%, a soft structure is generated during the cooling process of annealing, and it becomes difficult to secure the required strength, so Mn is made 0.50% or more. It is preferably 0.80% or more, more preferably 1.00% or more. On the other hand, when Mn exceeds 5.00%, Mn is concentrated in the central portion of the casting slab, the casting slab becomes brittle and easily cracks, and productivity is significantly reduced. Therefore, Mn is 5.00% or less. To do. Further, since a large amount of Mn deteriorates weldability, Mn is preferably 3.50% or less, more preferably 3.00% or less, from the viewpoint of ensuring good spot weldability.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that embrittles the steel and also embrittles the molten portion produced by spot welding. If P exceeds 0.100%, the cast slab becomes brittle and easily cracks, so P is set to 0.100% or less. From the viewpoint of securing the strength of the spot welded portion, 0.040% or less is preferable, and 0.020% or less is more preferable.
  • the lower limit includes 0%, but if P is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, 0.0001% is the practical lower limit for practical steel sheets.
  • S 0.0100% or less
  • S is an element that forms MnS and inhibits formability such as ductility, hole expandability, stretch flangeability, bendability, and weldability. If S exceeds 0.0100%, formability and weldability are significantly reduced, so S is made 0.0100% or less. From the viewpoint of ensuring good weldability, 0.0070% or less is preferable, and 0.0050% or less is more preferable.
  • the lower limit includes 0%, but if it is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly, so 0.0001% is the practical lower limit for practical steel sheets.
  • Al 0.001 to 2.000%
  • Al functions as a deoxidizing material, but on the other hand, it is an element that embrittles steel and impairs weldability. If Al is less than 0.001%, the deoxidizing effect cannot be sufficiently obtained, so Al is made 0.001% or more. It is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more. On the other hand, if Al exceeds 2.000%, coarse oxides are generated and the cast slab is easily cracked, so Al is set to 2.000% or less. From the viewpoint of ensuring good weldability, the Al content is preferably 1.500% or less, and more preferably 1.100% or less.
  • N 0.0150% or less
  • N is an element that forms a nitride and hinders formability such as ductility, hole expandability, stretch flangeability, and bendability, and also causes blowholes during welding. It is an element that becomes a cause and impairs weldability. If N exceeds 0.0150%, formability and weldability deteriorate, so N is made 0.0150% or less. It is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit includes 0%, but if N is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, 0.0001% is a practical lower limit for practical steel sheets.
  • O 0.0050% or less
  • O is an element that forms an oxide and hinders formability such as ductility, hole expandability, stretch flangeability, and bendability. If O exceeds 0.0050%, the formability is significantly reduced, so O is made 0.0050% or less. It is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit includes 0%, but if O is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, 0.0001% is the practical lower limit for practical steel sheets.
  • [element] is the mass% of the element, and the coefficient of each [element] is Si in the production process of the steel sheet a of the present invention. It is a ratio when the contribution degree that contributes to the improvement of the balance of strength, formability, and impact resistance of the steel sheet after heat treatment is 1, and the contribution degree 1 of Si and the contribution degree of each element are compared.
  • the left side of the above formula (1) In the composition of the steel sheet, if the left side of the above formula (1) is less than 1.00, sufficient carbides are not formed in the steel sheet for heat treatment, and the characteristics of the steel sheet after this heat treatment deteriorate. In order to sufficiently leave the carbides in the heat treatment steel sheet and improve the characteristics, the left side of the above formula (1) needs to be 1.00 or more. It is preferably 1.25 or more, more preferably 1.50 or more.
  • the upper limit of the left side of the formula (1) is not limited because it is determined by the upper limit of each element, but if the value of the left side of the formula (1) is excessively increased, the size of carbides in the steel sheet for heat treatment becomes excessively coarse. Further, since coarse carbides may remain in the subsequent heat treatment step, which may rather deteriorate the properties of the steel sheet, the left side of the above formula (1) is preferably 4.00 or less, and 3.60 is preferable. The following is more preferable.
  • composition of the heat-treating steel sheet of the present invention and the high-strength steel sheet of the present invention include the above components, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the following elements may be contained in place of part of Fe in order to improve the characteristics.
  • Ti 0.300% or less
  • Ti is an element that contributes to the improvement of steel plate strength by strengthening by precipitates, grain refining by suppressing growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • Ti exceeds 0.300%, a large amount of carbonitride precipitates and the formability decreases, so Ti is preferably 0.300% or less. It is more preferably 0.150% or less.
  • the lower limit includes 0%, 0.001% or more is preferable, and 0.010% or more is more preferable in order to sufficiently obtain the strength improving effect of Ti.
  • Nb 0.100% or less
  • Nb is an element that contributes to the improvement of steel sheet strength by strengthening by precipitates, grain refining by suppressing growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • Nb exceeds 0.100%, a large amount of carbonitrides precipitate and the formability decreases, so Nb is preferably 0.100% or less. It is more preferably 0.060% or less.
  • the lower limit includes 0%, 0.001% or more is preferable and 0.005% or more is more preferable in order to sufficiently obtain the strength improving effect of Nb.
  • V 1.00% or less
  • V is an element that contributes to the improvement of steel sheet strength by strengthening by precipitates, grain refining by suppressing growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. If V exceeds 1.00%, a large amount of carbonitrides precipitate and the formability decreases, so V is preferably 1.00% or less. It is more preferably 0.50% or less. Although the lower limit includes 0%, 0.001% or more is preferable and 0.010% or more is more preferable in order to sufficiently obtain the effect of improving the strength of V.
  • Cr 2.00% or less Cr is an element that enhances the hardenability and contributes to the improvement of the steel sheet strength, and is an element that can replace a part of C and/or Mn.
  • Cr is preferably 2.00% or less. It is more preferably 1.20% or less.
  • the lower limit includes 0%, but 0.01% or more is preferable and 0.10% or more is more preferable in order to sufficiently obtain the strength improving effect of Cr.
  • Ni is an element that suppresses phase transformation at high temperature and contributes to improvement of steel plate strength, and is an element that can replace a part of C and/or Mn. If Ni exceeds 2.00%, the weldability deteriorates, so Ni is preferably 2.00% or less. It is more preferably 1.20% or less. Although the lower limit includes 0%, 0.01% or more is preferable and 0.10% or more is more preferable in order to sufficiently obtain the effect of improving the strength of Ni.
  • Cu is an element that is present in the steel in the form of fine particles and contributes to the improvement of the steel sheet strength, and is an element that can replace a part of C and/or Mn.
  • Cu exceeds 2.00%, the weldability deteriorates, so Cu is preferably 2.00% or less. It is more preferably 1.20% or less.
  • the lower limit includes 0%, 0.01% or more is preferable and 0.10% or more is more preferable in order to sufficiently obtain the effect of improving the strength of Cu.
  • Mo 1.00% or less
  • Mo is an element that suppresses the phase transformation at high temperature and contributes to the improvement of the steel sheet strength, and is an element that can replace a part of C and/or Mn.
  • Mo is preferably 1.00% or less. It is more preferably 0.50% or less.
  • the lower limit includes 0%, 0.01% or more is preferable and 0.05% or more is more preferable in order to sufficiently obtain the strength improving effect of Mo.
  • W 1.00% or less W is an element that suppresses phase transformation at high temperature and contributes to improvement of steel plate strength, and is an element that can replace a part of C and/or Mn.
  • W is preferably 1.00% or less. It is more preferably 0.70% or less.
  • the lower limit includes 0%, 0.01% or more is preferable and 0.10% or more is more preferable in order to sufficiently obtain the strength improving effect of W.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element that suppresses phase transformation at high temperature and contributes to improvement of steel plate strength, and is an element that can replace a part of C and/or Mn.
  • B exceeds 0.0100%, hot workability is deteriorated and productivity is deteriorated, so B is preferably 0.0100% or less. More preferably, it is 0.0050% or less.
  • the lower limit includes 0%, 0.0001% or more is preferable and 0.0005% or more is more preferable in order to sufficiently obtain the strength improving effect of B.
  • Sn 1.00% or less
  • Sn is an element that suppresses coarsening of crystal grains and contributes to improvement of steel plate strength.
  • Sn exceeds 1.00%, the steel sheet becomes brittle and may break during rolling. Therefore, Sn is preferably 1.00% or less. It is more preferably 0.50% or less.
  • the lower limit includes 0%, but 0.001% or more is preferable and 0.010% or more is more preferable in order to sufficiently obtain the effect of adding Sn.
  • Sb 0.200% or less
  • Sb is an element that suppresses the coarsening of crystal grains and contributes to the improvement of steel plate strength. If Sb exceeds 0.200%, the steel sheet may become brittle and may break during rolling, so Sb is preferably 0.200% or less. It is more preferably 0.100% or less. Although the lower limit includes 0%, 0.001% or more is preferable and 0.005% or more is more preferable in order to sufficiently obtain the effect of adding Sb.
  • the component composition of the steel sheet of the present invention may include one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, and REM, if necessary.
  • One or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, and REM 0.0100% or less in total Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, and REM contribute to the improvement of moldability. It is an element. If the sum of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, and REM exceeds 0.0100%, the ductility may decrease, so the total amount of the above elements is 0.0100%. The following are preferred. More preferably, it is 0.0070% or less.
  • the lower limit of the total of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, Hf, and REM includes 0%, but in order to sufficiently obtain the effect of improving moldability, 0.0001% or more in total is required.
  • REM Radar Earth Metal
  • REM and Ce are added in the form of misch metal, but in addition to La and Ce, they may inevitably contain lanthanoid series elements.
  • the balance excluding the above elements is Fe and inevitable impurities.
  • the unavoidable impurities are elements inevitably mixed from the steel raw material and/or in the steelmaking process.
  • impurities H, Na, Cl, Sc, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Y, Zr, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Te, Cs. , Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au, and Pb may be contained in a total amount of 0.010% or less.
  • the microstructure in the region of 1/8t (t: plate thickness) to 3/8t (t: plate thickness) centering on 1/4t (t: plate thickness) from the steel plate surface is the mechanical property of the entire steel plate. Since it is responsible for (formability, strength, ductility, toughness, hole expandability, etc.), the steel sheet surface of the present invention steel sheets A, A1, and A2 (hereinafter sometimes collectively referred to as "present invention steel sheet A"). To 1/8t (t: plate thickness) to 3/8t (t: plate thickness).
  • the microstructure in the region of 1/8 t (t: plate thickness) to 3/8 t (t: plate thickness) from the surface of the steel plate is made into a desired microstructure by heat treatment.
  • the microstructure of the region of 1/8 t (t: plate thickness) to 3/8 t (t: plate thickness) from the steel plate surface is defined.
  • microstructure a in the region of 1/8t (t: plate thickness) to 3/8t (t: plate thickness) from the surface of the steel plate (hereinafter sometimes referred to as "microstructure a") will be described.
  • % relating to the microstructure means volume%.
  • Microstructure a Lath structure composed of one or more of martensite, tempered martensite, bainite, and bainitic ferrite, and having 1.0 ⁇ 10 10 carbides/equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more/m 2 or more: 80% or more
  • the microstructure a is composed of one or more of martensite, tempered martensite, bainite, and bainitic ferrite, and has 1.0 ⁇ 10 10 carbides with a circle-equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more/m 2.
  • a structure containing 80% or more of the above lath structure is set. Even if the steel sheet a of the present invention having a lath structure of less than 80% is heat-treated, the required microstructure cannot be obtained in the steel sheet A of the present invention, and excellent formability cannot be ensured. % Or more. It is preferably 90% or more.
  • a heat treatment produces fine austenite surrounded by ferrite of the same crystal orientation at the lath boundary, and grows along the lath boundary.
  • the austenite grown along the lath boundary that is, the austenite elongated in one direction, forms an island-shaped hard structure elongated in one direction by the cooling treatment, and greatly contributes to improvement in strength and formability.
  • the lath structure of the steel sheet a can be formed by subjecting a steel sheet manufactured under predetermined hot rolling and cold rolling conditions to the required intermediate heat treatment. The formation of lath structure will be described later.
  • tempered martensite, bainite, and bainitic ferrite vary depending on the composition of the steel sheet, hot rolling conditions, and cooling conditions, so there is no particular limitation, but a preferred volume percentage will be described.
  • the volume% of martensite in the lath structure is preferably 30% or less, more preferably 15% or less.
  • Tempered martensite is a structure that greatly contributes to improving the formability-strength balance of the steel sheet A of the present invention. Further, since the strength of the steel sheet for heat treatment is not excessively increased and the bendability is excellent, the structure is positively utilized for the purpose of improving productivity.
  • the volume fraction of tempered martensite in the heat-treating steel sheet a is preferably 30% or more, more preferably 50% or more, and even 100%.
  • Bainite and bainitic ferrite have lower strength than martensite and tempered martensite, and may be actively used for the purpose of improving productivity.
  • carbide is generated in bainite and C is consumed, the volume fraction of the heat treatment steel sheet a is preferably 50% or less.
  • microstructure a In microstructure a, other structures (perlite, cementite, massive ferrite, retained austenite, etc.) should be less than 20%.
  • massive ferrite does not have austenite nucleation sites in the crystal grains, it becomes ferrite that does not contain austenite in the microstructure after annealing (main heat treatment described later) and does not contribute to the improvement of strength.
  • the bulk ferrite may not have a specific crystal orientation relationship with the matrix austenite, and when the bulk ferrite increases, the crystal orientation of the matrix austenite and the crystal orientation of the matrix austenite are greatly different during annealing at the boundary between the bulk ferrite and the matrix austenite.
  • Austenite may form. Austenite newly formed around the ferrite and having different crystal orientation grows coarsely and isotropically, and thus does not contribute to the improvement of mechanical properties.
  • the retained austenite that can act as a starting point of fracture during bending is preferably limited to 10% or less, more preferably 5% or less.
  • Pearlite and cementite do not contribute to the improvement of mechanical properties because they transform into austenite during annealing and grow coarsely and isotropically. Therefore, other structures (perlite, cementite, massive ferrite, retained austenite, etc.) are less than 20%. It is preferably less than 10%.
  • Carbide having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more in the lath structure 1.0 ⁇ 10 10 pieces/m 2 or more
  • the carbide dissolves in the macrostructure to form a hard tissue generation site.
  • this site exists in the lath structure, so the austenite formed grows isotropically inside the acicular ferrite and does not grow significantly in a particular direction due to the cooling treatment.
  • a fine and isotropic hard island structure can be formed to improve the impact resistance of the steel sheet.
  • the equivalent circle diameter of the carbide is less than 0.1 ⁇ m, it does not function as a site for forming a hard structure, so the carbide having the equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more is targeted for counting. If the number density per unit area of the carbide having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more (hereinafter also simply referred to as “number density”) is less than 1.0 ⁇ 10 10 pieces/m 2 , the number of nucleation sites is insufficient. In addition, since the amount of solute carbon in the microstructure is not sufficiently reduced, the number density of the above carbides is set to 1.0 ⁇ 10 10 pieces/m 2 or more. It is preferably 1.5 ⁇ 10 10 pieces/m 2 or more, more preferably 2.0 ⁇ 10 10 pieces/m 2 or more.
  • the upper limit of the size of the above-mentioned carbide is not particularly defined, but an excessively coarse carbide remains without being melted even after heat treatment of the heat treatment steel sheet, and strength, formability, and impact resistance may be deteriorated, which is preferable. Absent. Further, an excessively coarse carbide may be a starting point of fracture in the shape correction of the steel sheet. From the above two viewpoints, the average equivalent circle diameter of the carbide having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more is preferably 1.2 ⁇ m or less, more preferably 0.8 ⁇ m or less.
  • microstructure A the microstructure in the region of 1/8 t (t: plate thickness) to 3/8 t (t: plate thickness) from the steel plate surface (hereinafter sometimes referred to as “microstructure A”).
  • The% relating to the microstructure means% by volume.
  • the microstructure A is formed by subjecting the microstructure a of the steel plate a to a required heat treatment (main heat treatment described later).
  • the microstructure A is a structure including a needle-like ferrite formed by inheriting the structure of the microstructure a and an island-shaped hard structure elongated in one direction, and an equiaxial island-shaped hard structure formed by a required heat treatment. Is. This point is a characteristic of the steel sheet A of the present invention.
  • Needle-shaped ferrite 20% or more Microstructure a (Tempered martensite, bainite, and bainitic ferrite made of one or more kinds and having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more 1.0 ⁇ 10 10 carbides
  • the lath-shaped ferrite is coalesced into needles, and austenite grains extending in one direction are generated at the crystal grain boundaries.
  • the unidirectionally-stretched austenite becomes a unidirectionally-stretched island-shaped hard structure, which improves the moldability-strength balance of the microstructure A.
  • the acicular ferrite content is less than 20%, the volume% of the coarse and isotropic hard island structure will remarkably increase, and the formability-strength balance of the microstructure A will decrease, so that the acicular ferrite content is 20% or more.
  • the acicular ferrite content is preferably 30% or more.
  • the acicular ferrite content is preferably 80% or less. From the viewpoint of high strength, it is preferable to reduce the volume% of the acicular ferrite and increase the volume% of the island-shaped hard structure. From this viewpoint, the acicular ferrite is more preferably 65% or less.
  • the volume% of individual structures constituting the island-shaped hard structure is the composition of the steel sheet and heat treatment conditions.
  • the preferable volume% is as follows.
  • Martensite 30% or less It is a structure responsible for steel plate strength, but if it exceeds 30%, the impact resistance of the steel plate decreases, so 30% or less is preferable. It is more preferably 15% or less.
  • the lower limit includes 0%.
  • Tempered martensite 80% or less Tempered martensite is a structure that increases the strength of a steel sheet without impairing the formability and impact resistance of the steel sheet. In order to sufficiently enhance the strength, formability and impact resistance of the steel sheet, the tempered martensite is preferably 10% or more. It is more preferably at least 15%.
  • the tempered martensite exceeds 80%, the strength of the steel sheet increases excessively and the formability decreases, so the tempered martensite is preferably 80% or less. It is more preferably 60% or less.
  • Retained austenite 2% or more and 25% or less
  • Retained austenite is a structure that greatly improves the formability of the steel sheet, especially the ductility. In order to sufficiently obtain this effect, the retained austenite is preferably 2% or more, more preferably 5% or more.
  • retained austenite is a structure that impairs impact resistance. If the retained austenite exceeds 25%, excellent impact resistance cannot be secured, so the retained austenite is preferably 25% or less. It is more preferably 20% or less.
  • Aspect ratio of hard region in island-shaped hard structure Average aspect ratio of hard region having equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more: 2.0 or more Average aspect ratio of hard region having equivalent circle diameter of less than 1.5 ⁇ m: less than 2.0
  • a coarse island-shaped hard structure that extends in one direction is a structure that greatly improves the work hardening ability of the steel sheet and enhances strength and formability.
  • the massive coarse island-shaped hard structure is likely to be internally broken due to deformation, resulting in poor moldability.
  • the average aspect ratio of the coarse island-shaped hard structure having a circle equivalent diameter of 1.5 ⁇ m or more to 2.0 or more is preferably 2.5 or more, more preferably 3.0 or more.
  • the fine island-shaped hard structure generated in the ferrite grains does not easily peel off at the interface with the surrounding ferrite and does not easily break even if strain is applied, thus contributing to the improvement of strength-formability. It is an organization.
  • the isotropically grown fine island-shaped hard structure is a structure that does not easily act as a propagation site for fracture and that does not impair the impact resistance properties of the steel sheet and enhances the strength-formability balance.
  • the fine island-shaped hard structure extending in one direction is a structure in which the impact resistance is impaired because it works strongly as a propagation site for fracture in the ferrite grains. Therefore, in order to sufficiently secure the impact resistance of the steel sheet, the average aspect ratio of a fine island-shaped hard structure having a circle equivalent diameter of less than 1.5 ⁇ m (preferably 1.44 ⁇ m or less) is set to less than 2.0. There is a need. In order to further improve impact resistance, the average aspect ratio is preferably 1.7 or less, more preferably 1.5 or less.
  • the average number density of the fine island-shaped hard structures having a circle-equivalent diameter of less than 1.5 ⁇ m is set to 1.0 ⁇ 10 10 pieces/m 2 or more.
  • it is preferably 2.5 ⁇ 10 10 pieces/m 2 or more, and more preferably 4.0 ⁇ 10 10 pieces/m 2 or more.
  • the number density of the fine island-shaped hard structure is close to constant. Specifically, in three or more visual fields, the number density of island-shaped hard tissues with an equivalent circle diameter of less than 1.5 ⁇ m is calculated in an area of 5.0 ⁇ 10 ⁇ 10 m 2 or more, and the islands in each visual field are calculated. A value obtained by dividing the maximum value by the minimum value of the number density of the solid hard structure is limited to 2.5 or less. This value is preferably 2.0 or less, and the closer to 1.0, the more preferable.
  • Bulk ferrite 20% or less Bulk ferrite is a structure that competes with acicular ferrite. Since the volume% of acicular ferrite decreases as the volume% of the bulk ferrite increases, the bulk ferrite is limited to 20% or less. It is preferable that the amount of massive ferrite is small, and it may be 0%.
  • Bainite+Bainitic Ferrite+Inevitable Formation Phase The balance of the microstructure A is bainite, bainitic ferrite, and/or unavoidable formation phase.
  • Bainite and bainitic ferrite have an excellent balance of strength and formability, and may be included in the microstructure as long as acicular ferrite and martensite are secured in sufficient volume %. If the total volume% of bainite and bainitic ferrite exceeds 40%, the volume% of acicular ferrite and/or martensite may not be sufficiently obtained. The total is preferably 40% or less.
  • the inevitable formation phase in the remaining structure of microstructure A is pearlite, cementite, etc.
  • the volume% of pearlite and/or cementite increases, the ductility decreases and the formability-strength balance decreases, so the total volume% of pearlite and/or cementite is preferably 5% or less in total.
  • microstructure A By forming the microstructure A, an excellent formability-strength balance can be secured, and the steel sheet A of the present invention having excellent formability and impact resistance can be obtained.
  • FIG. 2A is an image diagram of the microstructure A of the steel of the present invention, in which a needle-shaped ferrite 3, a hard region having a circle equivalent diameter of 1.5 ⁇ m or more (coarse island-shaped hard structure (aspect ratio: large) 4), and a circle equivalent diameter 1 It represents a hard region (fine island-shaped hard structure (aspect ratio: small) 5) of less than 0.5 ⁇ m.
  • FIG. 2A is an image diagram of the microstructure A of the steel of the present invention, in which a needle-shaped ferrite 3, a hard region having a circle equivalent diameter of 1.5 ⁇ m or more (coarse island-shaped hard structure (aspect ratio: large) 4), and a circle equivalent diameter 1 It represents a hard region (fine island-shaped hard structure (aspect ratio: small) 5) of less than 0.5 ⁇ m.
  • FIG. 1 is an image diagram of the microstructure A of the steel of the present invention, in which a needle-shaped ferrite 3, a hard region having a
  • FIG. 2B shows a case of a comparative steel, which is a general high-strength composite structure steel, and expresses a massive ferrite 1 and a coarse island-shaped hard structure (aspect ratio: small) 2.
  • FIG. 2C is a comparative steel and relates to a high-strength composite steel with improved properties (for example, Patent Document 1), and expresses acicular ferrite 3 and coarse island-shaped hard structure (aspect ratio: large) 4. There is.
  • volume fraction volume %
  • a test piece having a plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate as an observation surface is taken. After polishing the observation surface of the test piece, it was subjected to nital etching, and in a region of 1/8 t (t: plate thickness) to 3/8 t (t: plate thickness) from the surface of the plate thickness, in one or more visual fields, A total area of 2.0 ⁇ 10 -9 m 2 or more was observed with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM), and the area fraction (area other than retained austenite) of each tissue (area) was observed. %) is analyzed.
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the acicular ferrite in the microstructure A refers to ferrite having an aspect ratio of 3.0 or more, which is the ratio of the major axis to the minor axis of the crystal grains, in the structure observation by FE-SEM.
  • the massive ferrite refers to a ferrite having an aspect ratio of less than 3.0.
  • the part composed of one or more of martensite, tempered martensite, and retained austenite is called "island hard structure”. All of these three types of tissues are hard, and are named “hard”. Further, in the microstructure A, a region surrounded by soft ferrite and connected in the observation structure is regarded as one “island”. This allows one island to be treated as one grain when the aspect ratio is evaluated by dividing the island-shaped hard structure into circle equivalent diameters of 1.5 ⁇ m or more and less.
  • the steel sheet A of the present invention may be a steel sheet (the steel sheet A1 of the present invention) having a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer on one side or both sides of the steel sheet, and the zinc plating layer or the zinc alloy plating layer is subjected to an alloying treatment.
  • a steel plate having an alloyed plating layer may be used. This will be described below.
  • Zinc plating layer and zinc alloy plating layer The plating layer formed on one side or both sides of the steel sheet A of the present invention is preferably a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer containing zinc as a main component.
  • the zinc alloy plating layer preferably contains Ni as an alloy component.
  • the galvanized layer and zinc alloy plated layer are formed by hot dipping or electroplating.
  • the amount of Al in the galvanized layer increases, the adhesion between the steel sheet surface and the galvanized layer decreases, so the amount of Al in the galvanized layer is preferably 0.5% by mass or less.
  • the amount of Fe in the hot-dip galvanized layer is preferably 3.0% by mass or less in order to enhance the adhesion between the steel sheet surface and the galvanized layer.
  • the amount of Fe in the galvanized layer is preferably 0.5% by mass or less from the viewpoint of improving corrosion resistance.
  • the zinc plating layer and the zinc alloy plating layer are Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, Zr, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Contains one or more of Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, and REM within a range that does not impair corrosion resistance and formability. May be.
  • Ni, Al and Mg are effective for improving the corrosion resistance.
  • the galvanized layer or the zinc alloy plated layer is alloyed to form an alloyed plated layer on the surface of the steel sheet.
  • the amount of Fe in the hot-dip galvanized layer or hot-dip zinc alloy plated layer is 7. from the viewpoint of improving the adhesion between the steel sheet surface and the alloyed plated layer. 0 to 13.0 mass% is preferable.
  • the plate thickness of the steel plate A of the present invention is not particularly limited to a specific plate thickness range, but in consideration of versatility and manufacturability, 0.4 to 5.0 mm is preferable.
  • the plate thickness is preferably 0.4 mm or more. More preferably, it is 0.8 mm or more.
  • the plate thickness exceeds 5.0 mm, it becomes difficult to control heating conditions and cooling conditions during the manufacturing process, and a uniform microstructure may not be obtained in the plate thickness direction, so the plate thickness is 5.0 mm.
  • the following are preferred. More preferably, it is 4.5 mm or less.
  • production method A of the present invention As shown in FIG. 1, the hot rolling step (production method a) is carried out so as to satisfy the expression (A), and the expressions (2) and (3) By performing the cooling step so as to satisfy (4), a carbide having a desired size is uniformly formed throughout the inside of the steel.
  • a cold rolling step and an intermediate heat treatment step under predetermined conditions are performed to heat the carbide without completely melting it, and then to rapidly cool it to form a lath structure inside the steel.
  • the temperature is first rapidly raised so as to satisfy the formula (B), the heat treatment is loosened so as to satisfy the formula (C) from the time when the austenite transformation starts, and then rapidly cooled.
  • the austenite fraction is controlled and a structure having two types of island-shaped hard structures is formed mainly of the acicular structure.
  • the manufacturing method a and the manufacturing methods A, A1a, A1b, and A2 of the present invention will be described in detail.
  • a slab having a predetermined component composition is heated to 1080° C. or higher and 1300° C. or lower, and then hot rolling conditions in a temperature range from the maximum heating temperature to 1000° C. satisfy the formula (A), and further rolling is performed.
  • the hot rolling process of performing the hot rolling with the completion temperature in the range of 975° C. to 850° C. and the cooling condition from the completion of the hot rolling to 600° C. are the temperature from the rolling completion temperature to 600° C.
  • the temperature history calculated every 20° C.
  • a cooling step satisfying the formula (3) and heating at a temperature of (Ac3-30)°C to (Ac3+100)°C and an average heating rate in the temperature range of 650°C to (Ac3-40)°C of 30°C/sec or more are performed.
  • the residence time in the temperature range of (maximum heating temperature-10)°C from the heating temperature is limited to 100 seconds or less, and then the average cooling rate in the temperature range of 750°C to 450°C from the heating temperature is 30°C/sec.
  • the intermediate heat treatment step of cooling is performed.
  • Steel plate subjected to heat treatment is a method of manufacturing steel sheet a by subjecting a steel sheet having the composition of steel sheet a to intermediate heat treatment.
  • the steel sheet to be heat-treated may be a steel sheet having the composition of the steel sheet a and manufactured by hot rolling and cold rolling according to a conventional method.
  • the preferable hot rolling conditions are as follows.
  • Hot rolling temperature Molten steel having the composition of the steel sheet a is cast by a conventional method such as continuous casting or thin slab casting to produce a steel slab for hot rolling.
  • the heating temperature is preferably 1080°C to 1300°C. If the heating temperature is less than 1080°C, coarse inclusions due to casting will not melt and the hot-rolled steel sheet may break in the step after hot rolling, so the heating temperature is preferably 1080°C or higher. .. More preferably, it is 1150°C or higher. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1300°C, a large amount of heat energy is required, so 1300°C or lower is preferable. More preferably, it is 1230°C or lower. Further, after casting the molten steel, a steel slab in a temperature range of 1080°C to 1300°C may be directly subjected to hot rolling.
  • Hot rolling is performed in order to promote recrystallization inside the steel sheet to enhance homogeneity, and rolling in a zone where the heating temperature is 1000° C. or higher and 1000° C. to introduce appropriate strain in order to uniformly promote phase transformation after rolling. It is divided into rolling in the section below. In rolling at a heating temperature of 1000° C. or higher that enhances the homogeneity of the steel sheet, recrystallization proceeds to refine the ⁇ grain size, and the homogeneity inside the steel sheet is enhanced by the diffusion of carbon along the grain boundaries. Must satisfy formula (A). Further, it is preferable that the total rolling reduction in the temperature section is 75% or more.
  • n After removal from the furnace, the number of rolling passes of up to 1000 ° C.
  • h i finish thickness after i Path [mm]
  • T i Rolling temperature at pass i [°C]
  • t i elapsed time from the i-th pass rolling to the i+1-th pass [seconds]
  • the value of the formula (A) is preferably 1.50 or more, more preferably 2.00 or more.
  • the total rolling reduction in the section of less than 1000°C is preferably 50% or more, and the rolling completion temperature is preferably 975°C to 850°C.
  • Rolling completion temperature 850°C to 975°C
  • the rolling completion temperature is preferably 850°C to 975°C. If the rolling completion temperature is lower than 850°C, the rolling reaction force increases, and it becomes difficult to stably secure the dimensional accuracy of the shape and plate thickness. Therefore, the rolling completion temperature is preferably 850°C or higher. On the other hand, if the rolling completion temperature exceeds 975°C, a steel sheet heating device is required, and the rolling cost increases, so the rolling completion temperature is preferably 975°C or lower.
  • the cooling process from the completion of hot rolling to 600°C is preferably performed within a range that satisfies the following formula (2).
  • the following formula (2) is a formula representing the sum of the degree of transformation progress in each temperature range in which the temperature from the rolling completion temperature to 600° C. is divided into 15 equal parts.
  • the hot-rolled steel sheet that has been subjected to the cooling treatment satisfying the above formula (2) has a uniform microstructure and dispersed carbides. Therefore, in the heat-treated steel sheet obtained by subjecting the cold-rolled steel sheet to the intermediate heat treatment, In the high strength steel sheet obtained by subjecting the steel sheet for heat treatment to the main heat treatment, the dispersion of the island hard structure is leveled and the balance between strength and formability is improved.
  • the phase transformation excessively proceeds at high temperature, resulting in a hot rolled steel sheet in which carbides are unevenly distributed.
  • Carbides are unevenly dispersed in the heat-treated steel sheet obtained by subjecting this hot-rolled steel sheet to cold rolling/intermediate heat treatment, and further, in the steel sheet obtained by subjecting the heat-treated steel sheet to the main heat treatment, island hard structures are unevenly distributed.
  • the strength-formability balance is reduced.
  • the left side of the above formula (2) is preferably 0.80 or less, more preferably 0.60 or less.
  • the temperature history calculated for each 20° C. from the time when the temperature reaches 600° C. after the completion of hot rolling to the time when the heat treatment (intermediate heat treatment described later) for manufacturing the steel sheet for heat treatment is started is expressed by the following formula (3). It is preferable to satisfy.
  • the middle side of the following formula (3) is a formula expressing the growth degree of carbides that grow with the lapse of time (increase of n), and the value of the middle side of the following formula (3) (final before starting the intermediate heat treatment) It can be expected that the larger the value (when the value reaches), the coarser the carbides.
  • T n Average steel plate temperature [°C] from the n-1th calculation time to the nth calculation time t n : total effective time [hours] related to the growth of carbide at the time of the n-th calculation time ⁇ t n : Elapsed time from the (n-1)th calculation time to the nth calculation time [hours]
  • C Parameter related to growth rate of carbide (element symbol: mass% of element)
  • the median side of the above formula (3) is less than 1.00, the carbides existing in the steel sheet immediately before the start of the intermediate heat treatment for obtaining the steel sheet for heat treatment are excessively fine, and the intermediate heat treatment results in Since there is a concern that the carbide may disappear, the median side of the above formula (3) is preferably 1.00 or more.
  • the median side of the above formula (3) exceeds 1.50, carbides in the steel sheet become excessively coarse, the number density of carbides may be reduced, and the number density of carbides after intermediate heat treatment may be insufficient. Therefore, the median side of the formula (3) is preferably 1.50 or less. From the viewpoint of further improving the characteristics, the median side of the formula (3) is more preferably 1.10 or more and 1.40 or less.
  • the structure becomes a homogenous processed structure, and in the subsequent heat treatment (intermediate heat treatment), a large number of austenite is homogeneously formed. Occurs, the structure becomes fine, and the characteristics are improved. If the reduction ratio of cold rolling exceeds 80%, recrystallization locally proceeds excessively during the intermediate heat treatment, and a lumpy structure may develop around it, so the cold rolling ratio is 80%. Below. In order to sufficiently obtain the effect of refining the structure, the rolling ratio is preferably 30% or more. If the rolling ratio is less than 30%, the development of the worked structure is insufficient, and homogeneous austenite formation may not proceed.
  • the cold rolled steel sheet is subjected to an intermediate heat treatment step at an appropriate temperature and time.
  • the intermediate heat treatment step when heating from (Ac3-30)° C. to (Ac3+100)° C., the average heating rate in the temperature range from 650° C. to (Ac3-40)° C.
  • the residence time in the temperature range from the heating temperature to (maximum heating temperature-10)°C is limited to 100 seconds or less, and then when cooling from the heating temperature, the average cooling rate in the temperature range from 750°C to 450°C is 30°C/ Cool as more than a second. Further, the steel sheet may be heated to Ac3 point or higher and then cooled to room temperature again.
  • the cold-rolled steel sheet may be pickled at least once before the intermediate heat treatment. When pickling removes oxides on the surface of the cold-rolled steel sheet for cleaning, the platability of the steel sheet is improved.
  • Steel plate heating temperature (Ac3-30)°C to (Ac3+100)°C Limited heating rate temperature range: 650°C to (Ac3-40)°C Average heating rate in the above temperature range: 30°C/sec or more
  • the cold rolled steel sheet is heated to (Ac3-30)°C or more. If the steel sheet heating temperature is lower than (Ac3-30)°C, lumpy and coarse ferrite remains and the mechanical properties of the high-strength steel sheet significantly deteriorate, so the steel sheet heating temperature is set to (Ac3-30)°C or higher.
  • the temperature is preferably (Ac3-15)°C or higher, more preferably (Ac3-5)°C or higher.
  • the heating temperature should be (Ac3+100)°C or less.
  • the heating temperature is preferably (Ac3+80)° C. or lower, and more preferably (Ac3+60)° C. or lower, from the viewpoint of further suppressing the disappearance of carbides.
  • the average heating rate in the temperature range of 650°C to (Ac3-40)°C is preferably 50°C/sec or more, more preferably 70°C/sec or more.
  • Residence time in the temperature range from the maximum heating temperature to (maximum heating temperature-10)°C 100 seconds or less
  • the residence time in the temperature range from the maximum heating temperature to (maximum heating temperature-10)°C is limited to 100 seconds or less. If the residence time exceeds 100 seconds, the carbides will dissolve and the number density of the carbides having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more will decrease to less than 1.0 ⁇ 10 10 pieces/m 2 , so the residence time at the heating temperature is 100 seconds or less. It is preferably 60 seconds or less, more preferably 30 seconds or less.
  • the lower limit of the residence time is not specified, but if it is less than 0.1 seconds, rapid cooling is required immediately after the heating is completed, and a great cost is required to realize it. Seconds or more are preferable.
  • Cooling rate limited temperature range 750°C to 450°C Average cooling rate in the above temperature range: 30°C/sec or more After heating the hot-rolled steel sheet to a temperature range of (Ac3-30)°C to (Ac3+100)°C, when cooling from the heating temperature, a temperature of 750 to 450°C The area is cooled at an average cooling rate of 30° C./sec or more. By this cooling, generation of massive ferrite in the above temperature range can be suppressed. By this series of heating and cooling, the microstructure a can be formed.
  • a steel plate for heat treatment (steel plate a) can be obtained without particularly specifying cooling conditions in a temperature range of less than 450°C. If the residence time at 450°C to 200°C is short, a lath-like structure is generated at a lower temperature and the crystal grain size becomes finer. -Improves moldability balance. From this viewpoint, the residence time in the temperature range of 450° C. to 200° C. is preferably 60 seconds or less.
  • the residence time at 450°C to 200°C is preferably 60 seconds or longer, more preferably 120 seconds or longer.
  • the reduction ratio of the cold rolling exceeds 15%, excessive dislocations are accumulated in the lath-like structure formed by the intermediate heat treatment and a massive structure is generated during the subsequent main heat treatment, so that the cold rolling ratio is 15%. It is preferably not more than %.
  • the steel sheet When cold rolling the steel sheet after the intermediate heat treatment, the steel sheet may be heated before rolling or between rolling passes. This heating softens the steel sheet, reduces the rolling reaction force during rolling, and improves the shape and dimensional accuracy of the steel sheet.
  • the heating temperature is preferably 700° C. or lower. When the heating temperature exceeds 700° C., a part of the microstructure becomes agglomerate austenite, Mn segregation proceeds, and a coarse agglomerate Mn enriched region may be generated.
  • the agglomerated Mn enriched region becomes untransformed austenite and remains agglomerated even in the annealing (main heat treatment) step, and a ductile and coarse hard structure is generated in the steel sheet, and ductility decreases.
  • the heating temperature is lower than 300°C, a sufficient softening effect cannot be obtained, so the heating temperature is preferably 300°C or higher.
  • the pickling and cold rolling may be performed either before or after the heating, or may be performed before or after the heating.
  • the production method A of the present invention is a production method for producing the steel sheet A of the present invention,
  • the steel sheet a is set to a temperature range from (Ac1+25)° C. to Ac3, and a temperature history from 450° C. to 650° C. is set to a range satisfying the following formula (B), and then a temperature history from 650° C. to 750° C.
  • Heat as a range to fill Hold at heating temperature for 150 seconds or less, From the heating and holding temperature, the average cooling rate in the temperature range of 700° C. to 550° C. is set to 10° C./sec or more, and the temperature is cooled to the temperature range of 550° C. to 300° C.
  • the residence time in the temperature range of 550°C to 300°C is 1000 seconds or less, Further, the present heat treatment step is characterized in that the residence condition in the temperature range of 550° C. to 300° C. satisfies the following formula (4).
  • the present invention production method A1a is a production method for producing the present invention steel sheet A1
  • the high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance produced by the production method A of the present invention is immersed in a plating bath containing zinc as a main component, and a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer is formed on one side or both sides of the steel sheet. It is characterized by forming.
  • the present invention production method A1b is a production method for producing the present invention steel sheet A1
  • a steel sheet staying in the temperature range of 550°C to 300°C is immersed in a plating bath containing zinc as a main component to form a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer on one side or both sides of the steel sheet. It is characterized by
  • the present invention production method A1c is a production method for producing the present invention steel sheet A1
  • a high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance produced by the production method A of the present invention is characterized in that a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer is formed by electroplating on one side or both sides.
  • the present invention production method A2 is a production method for producing the present invention steel sheet A2,
  • the steel sheet A1 of the present invention is characterized in that the zinc plating layer or the zinc alloy plating layer is heated from 400° C. to 600° C., and the zinc plating layer or the zinc alloy plating layer is alloyed.
  • Steel plate heating temperature (Ac1+25)°C to Ac3 points If the steel plate heating temperature is less than (Ac1+25)°C, cementite in the steel plate may remain unmelted and mechanical properties may deteriorate, so the steel plate heating temperature is (Ac1+25)°C. That is all. It is preferably (Ac1+40)° C. or higher.
  • the upper limit of the steel plate heating temperature is set to Ac3 point. When the steel sheet heating temperature exceeds Ac3 point, all microstructures become austenite, the lath structure disappears, and acicular ferrite generated due to the lath structure cannot be obtained, so the steel sheet heating temperature is less than Ac3 point. To do.
  • the steel sheet heating temperature is preferably (Ac3-10)° C. or lower, and more preferably (Ac3-20)° C. or lower, from the viewpoint of inheriting the lath structure of the steel sheet a of the present invention and further improving the mechanical properties.
  • the steel plate heating temperature is indicated as "maximum heating temperature" in the tables of the examples.
  • Heating rate limited temperature range 450°C to 650°C Average heating rate: Formula (B)
  • each chemical composition represents the addition amount [mass %].
  • F constant
  • 2.57 t n elapsed time from (440+10n)° C. to (450+10n)° C. [seconds]
  • K value of the middle side of expression (3)
  • the formula (B) is strong in relation to the formula (3) showing the carbide formation/growth behavior in the hot rolling process, the temperature history in the section of 450° C. to 650° C. in the process that governs the carbide size after the intermediate heat treatment, and the carbide size.
  • the temperature history in the temperature range of 450° C. to 650° C. does not satisfy the formula (B)
  • the carbide of the microstructure a of the steel sheet a undergoes denominative growth and at the end of heating, Since isotropic fine austenite is not obtained and the average aspect ratio of the fine island-shaped hard structure is excessively increased, the temperature history in the limited temperature range needs to satisfy the formula (B).
  • the value on the left side of the expression (B) is preferably 3.00 or less, and more preferably 2.80 or less.
  • the upper limit of the average heating rate in the above-mentioned limited temperature range is not particularly set, but if it exceeds 100°C/sec, denominative growth does not occur, but the effect is saturated, so 100°C/sec is the practical upper limit.
  • the formula (C) is a formula consisting of the formula (B) representing the formation and growth behavior of the carbide in the hot rolling process and the term of the chemical composition that strongly affects the stability of the carbide, and the average in the temperature range of 650°C to 750°C. If the heating rate does not satisfy the formula (C), nucleation from the fine carbide of 0.1 ⁇ m or more in the steel sheet for heat treatment does not proceed sufficiently, austenite is generated with the lath boundary as a nucleation site, and isotropic. Since fine austenite cannot be obtained and the average aspect ratio of the fine island-shaped hard structure is excessively increased, the temperature history in the above limited temperature range needs to satisfy the formula (C).
  • the value of the formula (C) When the value of the formula (C) is less than 1.00, the austenite transformation having the lath boundary as the nucleation site takes precedence, so that the predetermined structure cannot be obtained. In order to avoid nucleation at the lath boundary and give priority to nucleation from fine carbides, the value of the formula (C) must be 1.00 or more, preferably 1.10 or more. , 1.20 or more is more preferable. When the value of the formula (C) exceeds 5.00, austenite generated from some nucleation sites grows, fine carbide incorporation and coalescence of austenite proceed, and a coarse lumpy structure develops. In order to avoid excessive growth of austenite, the value of the formula (C) needs to be 5.00 or less, preferably 4.50 or less, and more preferably 3.50 or less.
  • Heating and holding time 150 seconds or less
  • the steel sheet a is heated to the steel sheet heating temperature (maximum heating temperature) under the above conditions, and is kept in the temperature range from steel sheet heating temperature to (steel sheet heating temperature-10°C) for 150 seconds or less. If the heating and holding time exceeds 150 seconds, the microstructure becomes austenite and the lath structure may disappear, so the heating and holding time is set to 150 seconds or less. It is preferably 120 seconds or less.
  • the lower limit of the heating holding time is not set in particular. Although it may be 0 second, 10 seconds or more is preferable because the coarse carbide is completely dissolved.
  • Cooling rate limited temperature range 700°C to 550°C Average cooling rate: 10°C/sec or more
  • the temperature range from 700°C to 550°C is cooled at an average cooling rate of 10°C/sec or more. If the average cooling rate is less than 10°C/sec, massive ferrite may be formed, and needle-shaped ferrite may not be sufficiently obtained. Therefore, the average cooling rate in the temperature range of 700°C to 550°C is 10°C/sec. That is all. It is preferably 25° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is the upper limit of the cooling capacity of the cooling equipment, and is about 200° C./sec.
  • Cooling stop temperature 550°C to 300°C
  • Residence time 1000 seconds or less
  • the steel sheet a of the present invention which has been cooled in the temperature range of 700° C. to 550° C. at an average cooling rate of 10° C./sec or more, is cooled to a temperature range of 550° C. to 300° C., and in this temperature range Hold for 1000 seconds or less. If the residence time exceeds 1000 seconds, austenite transforms into bainite, bainitic ferrite, pearlite and/or cementite and decreases, and an island-shaped hard structure having a sufficient volume fraction cannot be obtained.
  • the residence time in the area is 1000 seconds or less.
  • the residence time in the above temperature range is preferably 700 seconds or less, more preferably 500 seconds or less, from the viewpoint of increasing the volume fraction of the island-shaped hard structure and further increasing the strength.
  • a special cooling facility is required. Therefore, it is preferably 0.3 seconds or more.
  • the residence conditions in the above temperature range satisfy the following formula (4).
  • T(n) Average temperature of the steel sheet in the nth time zone when the residence time is divided into 10 parts
  • Bs point (° C.) 611-33 [Mn]-17[Cr]-17[Ni]-21[Mo ] -11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo] +5500[B]+240[Nb])/(8[C])
  • Bs point (° C.) 611-33 [Mn]-17[Cr]-17[Ni]-21[Mo ] -11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo] +5500[B]
  • the above formula (4) is a formula showing the trend of C concentration in untransformed austenite due to the phase transformation in the temperature range of 550°C to 300°C. If the left side of the above formula (4) exceeds 1.00, the concentration of C becomes insufficient, and the austenite transforms during the cooling process to room temperature, so that a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained. Therefore, in order to sufficiently secure the retained austenite, the left side of the above formula (4) is preferably 1.00 or less. It is preferably 0.85 or less, more preferably 0.70 or less.
  • the steel sheet after the main heat treatment may be heated to 200 to 600° C. to be tempered.
  • the tempering temperature is preferably 200° C. or higher, more preferably 230° C. or higher.
  • the tempering temperature is preferably 600°C or lower, more preferably 550°C or lower.
  • the tempering treatment time is not particularly limited to a specific range. It may be appropriately set according to the component composition of the steel sheet and the heat history so far.
  • the steel sheet after the main heat treatment may be subjected to skin pass rolling with a rolling reduction of 2.0% or less.
  • the shape and dimensional accuracy of the steel sheet can be improved by subjecting the steel sheet to skin pass rolling with a rolling reduction of 2.0% or less. Even if the reduction rate of the skin pass rolling exceeds 2.0%, the effect cannot be expected to increase any more, and there is a concern that the microstructural change caused by the increase of the reduction rate may cause adverse effects. % Or less is preferable.
  • tempering treatment may be performed after skin pass rolling, or conversely, skin pass rolling may be performed after tempering treatment.
  • the steel sheet may be subjected to skin pass rolling both before and after the tempering treatment.
  • Zinc plating layer and zinc alloy plating layer A zinc plating layer or a zinc alloy plating layer is formed on one side or both sides of the steel sheet A of the present invention by the production method A1a of the present invention, the production method A1b of the present invention, and the production method A1c of the present invention. ..
  • the plating method is preferably a hot dipping method or an electroplating method.
  • the steel sheet A of the present invention is immersed in a plating bath containing zinc as a main component to form a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer on one side or both sides of the steel sheet A of the present invention.
  • the temperature of the plating bath is preferably 450°C to 470°C. If the temperature of the plating bath is lower than 450° C., the viscosity of the plating solution increases, it becomes difficult to control the thickness of the plating layer accurately, and the appearance of the steel sheet is impaired. It is preferably 450°C or higher.
  • the temperature of the plating bath is preferably 470°C or lower.
  • the temperature of the steel sheet A of the present invention immersed in the plating bath is preferably 400°C to 530°C. If the steel plate temperature is lower than 400°C, a large amount of heat is required to stably maintain the temperature of the plating bath at 450°C or higher, and the plating cost increases, so the steel plate temperature is preferably 400°C or higher. It is more preferably 430° C. or higher.
  • the steel plate temperature exceeds 530°C, a large amount of heat is required to stably maintain the temperature of the plating bath at 470°C or lower, and the plating cost increases, so the steel plate temperature is 530°C or lower. preferable. It is more preferably 500° C. or lower.
  • the plating bath is a zinc-based plating bath, and it is preferable that the effective Al amount obtained by subtracting the total Fe amount from the total Al amount of the plating bath is 0.01 to 0.30 mass %. If the effective Al content of the zinc plating bath is less than 0.01% by mass, the penetration of Fe into the zinc plating layer or the zinc alloy plating layer will proceed excessively and the plating adhesion will be reduced.
  • the amount of Al is preferably 0.01% by mass or more. It is more preferably 0.04% or more.
  • the effective Al amount in the galvanizing bath is preferably 0.30 mass% or less.
  • the Al-based oxide hinders the movement of Fe atoms and Zn atoms and inhibits the formation of the alloy phase. Therefore, the effective Al amount in the plating bath is more preferably 0.20% by mass or less.
  • the plating bath is made of Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, Zr, I, K, La and Li for the purpose of improving the corrosion resistance and workability of the plating layer.
  • Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, and REM may be contained alone or in combination.
  • the coating weight is adjusted by removing the excess plating solution by pulling the steel sheet out of the plating bath and then spraying a high-pressure gas consisting mainly of nitrogen on the surface of the steel sheet.
  • a steel sheet staying in a temperature range of 550° C. to 300° C. contains zinc as a main component. It is dipped in a plating bath to form a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer on one side or both sides of the high strength steel plate.
  • Immersing in the plating bath can be performed at any timing of residence in the temperature range of 550°C to 300°C. Immediately after reaching 550° C., it can be immersed in a plating bath and then stay in a temperature range of 550° C. to 300° C. Further, after reaching 550° C., the temperature may be kept at 550° C. to 300° C. for an arbitrary time, then immersed in a plating bath, further retained in the temperature range, and then cooled to room temperature. Also, after reaching 550° C., the temperature may be kept at 550° C. to 300° C. for an arbitrary time, then immersed in a plating bath, and immediately cooled to room temperature.
  • the manufacturing method A1a of the present invention is the same.
  • a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer is formed on one or both surfaces of the steel sheet A of the present invention by electroplating.
  • a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer is formed on one side or both sides of the steel sheet of the present invention steel sheet A.
  • Alloying of zinc-plated layer or zinc-alloy plated layer in the production method A2 of the present invention, the production method A1a of the present invention, the production method A1b of the present invention, or the production method A1c of the present invention forms one or both sides of the steel sheet A of the present invention.
  • the zinc plated layer or the zinc alloy plated layer is heated to 400 to 600° C. to be alloyed.
  • the heating time is preferably 2 to 100 seconds.
  • the heating temperature is less than 400° C. or the heating time is less than 2 seconds, alloying does not proceed sufficiently and plating adhesion is not improved. Therefore, the heating time is 400° C. or more and the heating time is 2 seconds or more. preferable.
  • the heating temperature exceeds 600° C. or the heating time exceeds 100 seconds, alloying proceeds excessively and the plating adhesion decreases, so the heating temperature is 600° C. or less, and the heating time is 100 seconds.
  • the heating temperature is more preferably 550°C or lower.
  • the alloying treatment may be performed at any time after the plating treatment.
  • the alloying treatment may be performed by once cooling to room temperature and then heating again.
  • the condition in the example is one condition example adopted to confirm the feasibility and effect of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can employ various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • the steel sheets shown in Tables 3 and 4 are subjected to intermediate heat treatment under the conditions shown in Tables 5 to 7, and cold-rolled as appropriate to obtain heat treatment steel sheets.
  • “residence time 2” in the cooling step means a residence time at 450 to 200° C.
  • Tables 5 to 7 numerical values are described in the column of "cold rolling rate”.
  • Tables 8 to 10 show the microstructures of the heat-treated steel sheets obtained.
  • Tables 16 to 23 show the microstructures and properties of the high strength steel sheets obtained.
  • CR has no plating treatment
  • EG, GI, and GA have the same meanings as in Table 15.
  • acicular ⁇ and massive ⁇ mean acicular ferrite and massive ferrite, respectively.
  • (martensite), (tempered martensite), and (residual austenite) mean the breakdown of the island-shaped hard structure. The total of pearlite and/or cementite is indicated as "other".
  • a circle equivalent diameter of less than 1.5 ⁇ m is indicated as “ ⁇ 1.5 ⁇ m”, and a circle equivalent diameter of 1.5 ⁇ m or more is indicated as “ ⁇ 1.5 ⁇ m”.
  • the ratio of the maximum number density to the minimum number density is indicated as "number density ratio”.
  • Strength and formability are evaluated by conducting tensile tests and hole expansion tests.
  • a No. 5 test piece described in JIS Z 2201 is manufactured, and a tensile test is performed according to JIS Z 2241 with the tensile axis in the width direction of the steel sheet.
  • the hole expansion test is performed according to JIS Z2256.
  • Experimental Examples 83 to 93 are comparative examples in which the component composition of the cast steel material is out of the range of the present invention and the predetermined heat treatment base plate and high strength steel plate cannot be obtained.
  • Experimental Example 84 is an example in which C contained in the steel sheet is less than 0.080% by mass, a lath structure and a predetermined carbide are not obtained in the heat treatment steel sheet, and a sufficient amount of the high strength steel sheet is obtained. This is an example in which an island-shaped hard structure cannot be obtained, and TS (tensile strength) is inferior. The number density ratio was not evaluated because the island-shaped hard structure having an equivalent circle diameter of less than 1.5 ⁇ m had a number density of 0.0.
  • Experimental Example 85 is an example in which C contained in the steel sheet exceeds 0.500 mass %, and since the slab breaks in the casting process, a heat treatment steel sheet and a high strength steel sheet cannot be obtained.
  • Experimental Example 86 is an example in which Si contained in the steel sheet exceeds 2.50 mass %, and since the slab breaks in the casting process, a heat treatment steel sheet and a high strength steel sheet cannot be obtained.
  • Experimental Example 87 is an example in which the Mn contained in the steel sheet exceeds 5.00 mass %, and since the slab breaks in the casting process, a heat treatment steel sheet and a high strength steel sheet cannot be obtained.
  • Experimental Example 88 is an example in which the Mn contained in the steel sheet is less than 0.50 mass %, a lath structure is not sufficiently obtained in the heat treatment steel sheet, and acicular ferrite is not sufficiently obtained in the high strength steel sheet. This is an example, and the strength-formability balance and impact resistance are inferior.
  • Experimental Example 89 is an example in which P contained in the steel sheet exceeds 0.100 mass %, and since the slab breaks in the casting process, a heat treatment steel sheet and a high strength steel sheet cannot be obtained.
  • Experimental Example 90 is an example in which S contained in the steel sheet exceeds 0.0100 mass %, and since a large amount of inclusions are generated, the formability of the heat treatment steel sheet and the high-strength steel sheet is significantly reduced.
  • Experimental Example 91 is an example in which the Al content of the steel sheet exceeds 2.000 mass %, and since the slab breaks in the casting process, heat treatment steel sheet and high strength steel sheet cannot be obtained.
  • Experimental Example 92 is an example in which N contained in the steel sheet exceeds 0.0150 mass %, and since a large amount of coarse nitride is generated, the formability of the heat treatment steel sheet and the high strength steel sheet is significantly reduced.
  • Experimental Example 93 is an example in which N contained in the steel sheet exceeds 0.0150 mass %, and a large amount of coarse nitride is generated, so that the formability of the heat treatment steel sheet and the high strength steel sheet is significantly reduced.
  • Experimental Example 83 is an example in which the composition of the steel sheet does not satisfy the formula (1), the carbide density of the steel sheet for heat treatment is insufficient, and the aspect ratio of the fine island-shaped hard structure is large in the high-strength steel sheet. This is an example in which the impact resistance decreases.
  • Experimental Example 52 heat treatment steel plate 32
  • Experimental Example 74 heat treatment steel plate 47
  • the cooling conditions in the hot rolling process do not satisfy the formula (2), and the carbide density in the heat treatment steel plate becomes insufficient.
  • This is an example in which, in a high-strength steel sheet, the fine island-shaped hard structure has a large aspect ratio and the impact resistance is lowered.
  • Experimental Example 13 (steel sheet 6 for heat treatment) and Experimental Example 26 (steel sheet 15 for heat treatment) are examples in which the temperature history from hot rolling to heat treatment does not satisfy the lower limit of formula (3), and carbides in the steel sheet for heat treatment In this example, the density becomes insufficient, the aspect ratio of the fine island-shaped hard structure in the high-strength steel sheet increases, and the impact resistance decreases.
  • Experimental example 18 heat treatment steel plate 9 and experiment example 69 (heat treatment steel plate 43) are examples in which the temperature history from hot rolling to heat treatment does not satisfy the upper limit of formula (3), and the heat treatment steel plate is coarse. This is an example in which various carbides remain and the carbide density becomes insufficient in the steel sheet for heat treatment. For this reason, the formability of the steel sheet for heat treatment is lowered, and in the high-strength steel sheet, the aspect ratio of the fine island-shaped hard structure is increased, and the impact resistance is lowered.
  • the manufacturing conditions are in the range of the present invention in the step of manufacturing the heat-treated steel sheet by intermediate heat treatment of the hot-rolled steel sheet.
  • This is a comparative example in which a steel sheet for heat treatment having a predetermined microstructure is not obtained, and the characteristics after the main heat treatment are inferior.
  • Experimental Example 25 (steel sheet 14B for heat treatment) and Experimental Example 50 (steel sheet 30B for heat treatment) are examples in which the maximum heating temperature is low and a sufficient amount of lath structure cannot be obtained in the steel sheet for heat treatment. , Strength-formability balance and impact resistance are reduced.
  • Experimental Example 57 (heat treatment steel plate 35B) is an example in which the maximum heating temperature is high and the carbide density is insufficient in the heat treatment steel plate. For this reason, in the heat treatment steel sheet, C is excessively solid-dissolved, and the formability of the heat treatment steel sheet becomes poor. Further, in the high-strength steel sheet, the aspect ratio of the fine island-shaped hard structure increases, and the impact resistance decreases.
  • Experimental Example 15 (steel sheet for heat treatment 7B) and Experimental example 33 (steel sheet for heat treatment 19B) are examples in which the residence time at the maximum heating temperature is long and the carbide density is insufficient in the heat treatment steel sheet. Therefore, in the heat treatment steel sheet, C excessively forms a solid solution and the formability of the heat treatment steel sheet becomes poor. Further, in the high-strength steel sheet, the aspect ratio of the fine island-shaped hard structure increases, and the impact resistance decreases.
  • Experimental Example 98 (steel plate 68 for heat treatment) is an example in which the cold rolling ratio of the steel plate for heat treatment is large, and since the lath-like structure collapses in the steel plate for heat treatment, a predetermined microstructure cannot be obtained in the high-strength steel plate, The strength-moldability balance and impact resistance decrease.
  • the steel plates except the steel plates according to the above-mentioned comparative examples are the steel plates for heat treatment of the present invention, and when subjected to the predetermined heat treatment of the present invention, the formability and impact resistance characteristics are improved. An excellent high-strength steel plate can be obtained.
  • Experimental Example 4 and Experimental Example 48 are examples in which the heating rate in the temperature range of 450° C. to 650° C. is insufficient, the aspect ratio of the fine island-shaped hard structure in the high-strength steel sheet increases, and the impact resistance decreases. is there.
  • Experimental Example 45 is an example in which the heating rate in the temperature range of 650° C. to 750° C. is excessively high, the aspect ratio of the fine island-shaped hard structure is increased, and the impact resistance is decreased in the high-strength steel sheet.
  • Experimental Examples 17 and 79 are examples in which the maximum heating temperature is low, a large amount of carbides remain undissolved, and the strength, formability, and/or impact resistance of the high-strength steel sheet deteriorate.
  • Experimental Example 55 is an example in which the maximum heating temperature is high, the lath-like structure disappears completely, and the strength-formability balance and impact resistance of the high-strength steel sheet deteriorate.
  • Experimental Examples 39 and 80 are examples in which the residence time at the maximum heating temperature is long, the lath-like structure disappears completely, and the strength-formability balance and impact resistance of the high-strength steel sheet deteriorate.
  • Experimental Example 3 and Experimental Example 101 are examples in which the average cooling rate in the temperature range of 700° C. to 550° C. is insufficient and massive ferrite is excessively formed. In high strength steel sheets, the strength-formability balance and impact resistance are high. Is reduced.
  • Experimental Example 51 and Experimental Example 102 are examples in which the residence time in the temperature range of 550° C. to 300° C. is long, the transformation proceeds excessively, and the island-shaped hard structure cannot be obtained. Moldability balance decreases.
  • Experimental Examples 94 and 99 are low deviations of the formula (C), and in the high-strength steel sheet, the number density of the fine island-shaped hard structure is insufficient, and the impact resistance decreases.
  • Experimental Example 100 is an example in which the formula (C) is out of proportion, a coarse blocky island structure having a small aspect ratio develops, and the strength-formability balance and impact resistance of the high-strength steel sheet deteriorate.
  • Experimental Examples 4 and 103 are out of the formula (B), and it is an example in which the isotropic fine island structure is not sufficiently obtained, and the impact resistance is lowered in the high strength steel plate.
  • the experimental example 104 is out of the formula (4) and is an example in which the retained austenite is not obtained and the strength-formability balance is lowered in the high strength steel sheet.
  • the steel sheets except the steel sheets according to the above-mentioned comparative examples are high-strength steel sheets excellent in formability and impact resistance according to the present invention. It is also understood that a high strength steel plate excellent in impact resistance can be obtained.
  • Experimental Examples 16, 21, 28, 32, and 54 are examples in which a high-strength galvanized steel sheet excellent in formability and impact resistance of the present invention can be obtained by immersing the steel sheet in a molten zinc bath.
  • Experimental Examples 16 and 21 are examples of immersing in a zinc bath and cooling to room temperature immediately after completion of the residence treatment in the temperature range of 550°C to 300°C.
  • Experimental Examples 28 and 32 are examples of immersing in a zinc bath while staying in the temperature range of 550°C to 300°C.
  • Experimental Example 32 is an example in which, after the heat treatments shown in Tables 10 to 17, the tempering treatment and the zinc bath are simultaneously performed.
  • Experimental Examples 7, 12, 24, 72, and 78 are high-strength alloyed zinc plating excellent in formability and impact resistance according to the present invention by subjecting a steel sheet to an alloying treatment after being immersed in a molten zinc bath. This is an example of obtaining a steel plate.
  • Experimental Examples 12 and 24 are examples in which the alloy is immersed in a zinc bath immediately after completion of the residence treatment in the temperature range of 550 to 300° C., subjected to alloying treatment, and then cooled to room temperature.
  • Experimental Example 72 is an example of immersing in a zinc bath while staying in a temperature range of 550°C to 300°C, performing alloying treatment after completion of the staying treatment, and cooling to room temperature.
  • Experimental Example 78 is an example in which after soaking in a zinc bath while staying in a temperature range of 550° C. to 300° C., cooling is performed to room temperature after completion of the staying treatment, and tempering treatment and alloying treatment are simultaneously performed. ..
  • Experimental Example 7 is an example in which after performing the heat treatments shown in Tables 10 to 17, the steel sheets were immersed in a zinc bath immediately before the tempering treatment, and the tempering treatment and the alloying treatment were simultaneously performed.
  • Experimental Examples 9, 42, and 82 are examples in which the galvanized high-strength steel sheet excellent in formability and impact resistance of the present invention can be obtained by the electroplating treatment.
  • Experimental Examples 42 and 82 are examples in which after the heat treatments shown in Tables 10 to 17, the electroplating treatment is performed.
  • Experimental Example 9 is an example in which the heat treatment shown in Tables 10 to 17 is performed, the electroplating treatment is performed, and the tempering treatment shown in Tables 10 to 17 is further performed.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength steel sheet having excellent formability and impact resistance. Since the high-strength steel sheet of the present invention is a steel sheet suitable for drastically reducing the weight of automobiles and protecting passengers and ensuring safety, the present invention is highly applicable in the steel sheet manufacturing industry and the automobile industry. is there.

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Abstract

質量％でＣ０．０８０～０．５００％、Ｓｉ２．５０％以下、Ｍｎ０．５０～５．００％、Ｐ０．１００％以下、Ｓ０．０１００％以下、Ａｌ０．００１～２．５００％、Ｎ０．０１５０％以下、Ｏ０．００５０％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、所定の式を満たす鋼板は、表面から１／８ｔ～３／８ｔの領域のミクロ組織が、体積％で針状フェライト２０％以上、残留オーステナイトを含む島状硬質組織２０％以上を含み、残留オーステナイト２％以上、２５％以下、塊状フェライト２０％以下に制限され、島状硬質組織は、円相当径１．５μｍ以上の硬質領域のアスペクト比の平均が２．０以上であり、円相当径１．５μｍ未満の硬質領域のアスペクト比の平均が２．０未満であり、円相当径１．５μｍ未満の硬質領域の個数密度の平均が１．０×１０１０個・ｍ－２以上であり、島状硬質組織の個数密度の最大及び最小個数密度の比が２．５以下である。

Description

成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板、及び、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法
　本発明は、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板、及び、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法に関する。
　近年、自動車には、車体を軽量化して燃費を高め、炭酸ガスの排出量を低減するため、また、衝突時、衝突エネルギーを吸収して、搭乗者の保護・安全を確保するため、高強度鋼板が多く使用されている。
　しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、成形性（延性、穴広げ性等）が低下し、複雑な形状への加工が困難になるので、成形性（延性、穴広げ性等）と、耐衝撃性を確保し得る強度の両立を図ることは簡単ではなく、これまで、種々の技術が提案されている。
　例えば、特許文献１には、７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板において、鋼板組織を、占積率で、フェライト：５～５０％、残留オーステナイト：３％以下、残部：マルテンサイト（平均アスペクト比：１．５以上）として、強度－伸びバランス、及び、強度－伸びフランジバランスを改善する技術が開示されている。
　特許文献２には、高張力溶融亜鉛めっき鋼板において、平均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライト、２０体積％以上のマルテンサイト、及び、その他の第二相からなる複合組織を形成し、耐食性と耐二次加工脆性を改善する技術が開示されている。
　特許文献３及び８には、鋼板の金属組織を、フェライト（軟質組織）とベイナイト（硬質組織）の複合組織として、高強度でも高い伸びを確保する技術が開示されている。
　特許文献４には、高強度鋼板において、占積率で、フェライトが５～３０％、マルテンサイトが５０～９５％で、フェライトの平均粒径が円相当直径で３μｍ以下、マルテンサイトの平均粒径が円相当直径で６μｍ以下の複合組織を形成して、伸び及び伸びフランジ性を改善する技術が開示されている。
　特許文献５には、オーステナイトからフェライトへの変態中の相界面で、主に、粒界拡散で生じる析出現象（相間界面析出）により析出分布を制御して析出させた析出強化フェライトを主相として、強度と伸びの両立を図る技術が開示されている。
　特許文献６には、鋼板組織をフェライト単相組織とし、フェライトを微細炭化物で強化して、強度と伸びを両立させる技術が開示されている。特許文献７には、高強度薄鋼板において、フェライト相、ベイナイト相、及び、マルテンサイト相とオーステナイト粒の界面にて所要のＣ濃度を有するオーステナイト粒を５０％以上として、伸びと穴広げ性を確保する技術が開示されている。
　近年、自動車を大幅に軽量化するとともに、耐衝撃性を高めるため、５９０ＭＰａ以上の高強度鋼を使用することが試みられているが、従来技術では、成形性の向上が困難で、成形性（延性、穴広げ性等）に優れた５９０ＭＰａ以上の高強度鋼が求められている。
特開２００４－２３８６７９号公報 特開２００４－３２３９５８号公報 特開２００６－２７４３１８号公報 特開２００８－２９７６０９号公報 特開２０１１－２２５９４１号公報 特開２０１２－０２６０３２号公報 特開２０１１－１９５９５６号公報 特開２０１３－１８１２０８号公報
　本発明は、自動車の軽量化と耐衝撃性の確保を実現する引張最大強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、成形性の向上が求められていることに鑑み、ＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度鋼（亜鉛めっき鋼板、亜鉛合金めっき鋼板、合金化亜鉛めっき鋼板、合金化亜鉛合金めっき鋼板を含む）において、成形性の向上を図ることを課題とし、該課題を解決する高強度鋼板、及び、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、素材鋼板（熱処理用鋼板）のミクロ組織を所定の炭化物を内包するラス組織とし、所要の熱処理を施せば、熱処理後の鋼板において、高強度と耐衝撃性を兼ね備えた、成形性に優れたミクロ組織を形成できることを見いだした。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　〔１〕成分組成が、質量％で、
Ｃ　：０．０８０～０．５００％、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０～５．００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１～２．０００％、
Ｎ　：０．０１５０％以下、
Ｏ　：０．００５０％以下、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）を満たす鋼板において、
　鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織が、体積％で、
　針状フェライト：２０％以上、
　マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、及び、残留オーステナイトの１種又は２種以上からなる島状硬質組織：２０％以上
を含み、
　残留オーステナイト：２％以上、２５％以下であり、
　塊状フェライト：２０％以下、
　パーライト及び／又はセメンタイト：合計で５％以下
に制限され、
　前記島状硬質組織において、円相当径１．５μｍ以上の硬質領域のアスペクト比の平均が２．０以上であり、円相当径１．５μｍ未満の硬質領域のアスペクト比の平均が２．０未満であり、
　前記円相当径１．５μｍ未満の硬質領域の単位面積当たり個数密度（以下単に「個数密度」ともいう。）の平均が１．０×１０１０個・ｍ－２以上であり、かつ、３つ以上の視野において、それぞれ５．０×１０－１０ｍ２以上の面積において島状硬質組織の個数密度を求めたときに、その最大個数密度と最小個数密度の比が２．５以下である
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　［Ｓｉ］＋０．３５［Ｍｎ］＋０．１５［Ａｌ］＋２．８０［Ｃｒ］
　　＋０．８４［Ｍｏ］＋０．５０［Ｎｂ］＋０．３０［Ｔｉ］
　　≧１．００　・・・（１）
　　［元素］：元素の質量％
　〔２〕前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．３００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ　：１．００％以下
の１種又は２種以上を含む
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　〔３〕前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．００％以下、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｗ　：１．００％以下、
Ｂ　：０．０１００％以下
の１種又は２種以上を含む
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　〔４〕前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｎ：１．００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下
の１種又は２種を含む
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　〔５〕前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０１００％以下含む
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　〔６〕前記高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有することを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　〔７〕前記亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層が合金化めっき層であることを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　〔８〕本発明の成分を含有する鋳片を１０８０℃以上、１３００℃以下に加熱した後、最高加熱温度から１０００℃までの温度領域における熱間圧延条件が式（Ａ）を満たし、更に圧延完了温度を９７５℃から８５０℃の区間とする熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
　熱間圧延が完了してから６００℃までの冷却条件が、圧延完了温度から６００℃までの温度を１５等分した各温度域における変態進行度合いの総和を表す下記式（２）を満たし、かつ、６００℃に達した後、後述の中間熱処理を開始するまで２０℃毎に算出する温度履歴が、下記式（３）を満たす冷却工程と、
　圧下率８０％以下の冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
　（Ａc3－３０）℃から（Ａc3＋１００）℃の温度に、６５０℃から（Ａc3－４０）℃の温度域の平均加熱速度を３０℃／秒以上として加熱し、当該加熱温度から（最高加熱温度－１０）℃の温度域における滞留時間を１００秒以下に制限し、次いで、加熱温度から冷却するに際し、７５０℃から４５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却する中間熱処理工程と、を実施して得られる熱処理用鋼板に、
　（Ａc1＋２５）℃からＡc3点の温度に、４５０℃から６５０℃における温度履歴を下記式（Ｂ）を満たす範囲とし、次いで、６５０℃から７５０℃における温度履歴を下記式（Ｃ）を満たす範囲として加熱し、
　加熱温度に１５０秒以下保持し、
　加熱保持温度から冷却するに際し、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を１０℃／秒以上として、５５０℃から３００℃の温度域に冷却し、
　５５０℃から３００℃の温度域における滞留時間を１０００秒以下とし、
　さらに、５５０℃から３００℃の温度域における滞留条件が、下記式（４）を満たす本熱処理工程を実施する
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
 ｎ:加熱炉から取出し後、1000℃に至るまでの圧延パス数
ｈｉ：ｉパス後の仕上板厚［ｍｍ］
Ｔｉ：ｉパス目の圧延温度［℃］
ｔｉ：ｉパス目の圧延からｉ＋１パス目までの経過時間［秒］
Ａ＝９．１１×１０７，Ｂ＝２．７２×１０４：定数
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
 　　ｔ（ｎ）：ｎ番目の温度域における滞留時間［秒］
　　元素記号：元素の質量％
　　Ｔｆ：熱間圧延完了温度［℃］
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
 　　Ｔn：ｎ－１回目の算出時点からｎ回目の算出時点に至るまでの平均鋼板温度［℃］
　　ｔn：ｎ回目の算出時における炭化物の成長に関する実効総時間［時間］
　　Δｔn：ｎ－１回目の算出時点からｎ回目の算出時点に至るまでの経過時間［時間］
　　Ｃ：炭化物の成長速度に関するパラメター（元素記号：元素の質量％）
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
 　　但し、各化学組成は添加量［質量％］を表す。
Ｆ：定数、２．５７
ｔｎ：（４４０＋１０ｎ）℃から（４５０＋１０ｎ）℃までの経過時間［秒］
Ｋ：式（３）中辺の値
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000011
 Ｍ：定数　５．４７×１０１０
Ｎ：式（Ｂ）左辺の値
Ｐ：０．３８Ｓｉ＋０．６４Ｃｒ＋０．３４Ｍｏ
　　但し、各化学組成は添加量［質量％］を表す。
Ｑ：２．４３×１０４
ｔｎ：（６４０＋１０ｎ）℃から（６５０＋１０ｎ）℃までの経過時間［秒］
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000012
 　Ｔ（ｎ）：滞留時間を１０等分したときのｎ番目の時間帯における鋼板の平均温度
　　Ｂｓ点（℃）＝６１１－３３［Ｍｎ］－１７［Ｃｒ］－１７［Ｎｉ］－２１［Ｍｏ］
　　　－１１［Ｓｉ］＋３０［Ａｌ］＋（２４［Ｃｒ］＋１５［Ｍｏ］
　　　＋５５００［Ｂ］＋２４０［Ｎｂ］）／（８［Ｃ］）
　　［元素］：元素の質量％
　Ｂｓ＜Ｔ（ｎ）のとき、（Ｂｓ－Ｔ（ｎ））＝０
　ｔ：５５０～３００℃の温度域における滞留時間の合計［秒］
　〔９〕前記本熱処理工程前の熱処理用鋼板に、圧下率１５％以下の冷間圧延を施すことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　〔１０〕前記本熱処理工程後の鋼板を２００℃から６００℃に加熱して焼戻すことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　〔１１〕前記本熱処理工程又は焼戻し後の鋼板に、圧下率２．０％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　〔１２〕本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法で製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　〔１３〕本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法において５５０℃から３００℃の温度域に滞留する鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　〔１４〕本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法で製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　〔１５〕本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法で製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　〔１６〕本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
　前記亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を４００℃から６００℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を提供することができる。
本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法の概要を示す模式図である。 本発明鋼の組織イメージ図である。 比較鋼であって一般的な高強度複合組織鋼の組織イメージ図である。 比較鋼であって特性を改善した高強度複合組織鋼（例えば特許文献１）に関するものの組織イメージ図である。
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を製造するには、以下の熱処理用鋼板（以下「鋼板ａ」ということがある。）を製造し、この熱処理用鋼板を熱処理する必要がある。この熱処理用鋼板は、成分組成が、質量％で、
Ｃ　：０．０８０～０．５００％、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０～５．００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０～２．０００％、
Ｎ　：０．００１５％以下、
Ｏ　：０．００５０％以下、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）を満たす鋼板において、
　鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織が、体積％で、
　マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの１種又は２種以上からなり、円相当径０．３μｍ以上の炭化物を１．０×１０10個／ｍ2以上有するラス組織：８０％以上
を含む。
　［Ｓｉ］＋０．３５［Ｍｎ］＋０．１５［Ａｌ］＋２．８０［Ｃｒ］
　＋０．８４［Ｍｏ］＋０．５０［Ｎｂ］＋０．３０［Ｔｉ］
　≧１．００　　　　　　・・・（１）
　　［元素］：元素の質量％
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板（以下「本発明鋼板Ａ」ということがある。）は、成分組成が、質量％で、
Ｃ　：０．０８０～０．５００％、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０～５．００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０～２．０００％、
Ｎ　：０．００１５％以下、
Ｏ　：０．００５０％以下、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）を満たす鋼板において、
　鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織が、体積％で、
　針状フェライト：２０％以上、
　マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、及び、残留オーステナイトの１種又は２種以上からなる島状硬質組織：２０％以上
を含み、
　残留オーステナイト：２％以上、２５％以下であり、
　塊状フェライト：２０％以下
に制限され、
　前記島状硬質組織において、円相当径１．５μｍ以上の硬質領域のアスペクト比の平均が２．０以上であり、円相当径１．５μｍ未満の硬質領域のアスペクト比の平均が２．０未満であり、
　前記円相当径１．５μｍ未満の硬質領域の単位面積当たりの個数密度（個数密度）の平均が１．０×１０１０個・ｍ－２以上であり、かつ、３つ以上の視野において、それぞれ５．０×１０－１０ｍ２以上の面積において島状硬質組織の個数密度を求めたときに、その最大個数密度と最小個数密度の比が２．５以下であることを特徴とする。
　［Ｓｉ］＋０．３５［Ｍｎ］＋０．１５［Ａｌ］＋２．８０［Ｃｒ］
　＋０．８４［Ｍｏ］＋０．５０［Ｎｂ］＋０．３０［Ｔｉ］
　≧１．００　　　　　　　　　　　　・・・（１）
　　［元素］：元素の質量％
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板（以下「本発明鋼板A1」ということがある。）は、
　本発明鋼板Ａの片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有する
ことを特徴とする。
　本発明の成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板（以下「本発明鋼板A2」ということがある。）は、
　本発明鋼板A1の亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層が合金化めっき層である
ことを特徴とする。
　上記の熱処理用鋼板の製造方法（以下「製造方法ａ」ということがある。）は、鋼板ａを製造する製造方法であって、
　鋼板ａの成分組成の鋳片を、１０８０℃以上、１３００℃以下に加熱した後、最高加熱温度から１０００℃までの温度領域における熱間圧延条件が前記式（Ａ）を満たし、更に圧延完了温度を９７５℃から８５０℃の区間とする熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
　熱間圧延が完了してから６００℃までの冷却条件が、圧延完了温度から６００℃までの温度を１５等分した各温度域における変態進行度合いの総和を表す前記式（２）を満たし、かつ、６００℃に達した後、後述の中間熱処理を開始するまで２０℃毎に算出する温度履歴が、式（３）を満たす冷却工程と、
　圧下率８０％以下の冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
　（Ａc3－３０）℃から（Ａc3＋１００）℃の温度に、６５０℃から（Ａc3－４０）℃の温度域の平均加熱速度を３０℃／秒以上として加熱し、当該加熱温度から（最高加熱温度－１０）℃の温度域における滞留時間を１００秒以下に制限し、次いで、加熱温度から冷却するに際し、７５０℃から４５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却する中間熱処理工程とを実施する。
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法Ａ」ということがある。）は、鋼板ａを、（Ａc1＋２５）℃からＡc3点の温度に、４５０℃から６５０℃における温度履歴を、前記式（Ｂ）を満たす範囲とし、次いで、６５０℃から７５０℃における温度履歴を前記式（Ｃ）を満たす範囲として加熱し、
　加熱温度に１５０秒以下保持し、
　加熱保持温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を１０℃／秒以上として、５５０℃から３００℃の温度域に冷却し、
　５５０℃から３００℃の温度域における滞留時間を１０００秒以下とし、
　さらに、５５０℃から３００℃の温度域における滞留条件が、前記式（４）を満たす本熱処理工程を実施することを特徴とする。
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法A1a」ということがある。）は、本発明鋼板A1を製造する製造方法であって、
　本発明製造方法Ａで製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法A1b」ということがある。）は、本発明鋼板A1を製造する製造方法であって、
　本発明製造方法Ａで製造し、５５０℃から３００℃の温度域に滞留する鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法A1c」ということがある。）は、本発明鋼板A1を製造する製造方法であって、
　本発明製造方法Ａで製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
　本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法A2」ということがある。）は、本発明鋼板A2を製造する製造方法であって、
　本発明鋼板A1の亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を４００℃から６００℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施すことを特徴とする。
　以下、鋼板ａとその製造方法（製造方法ａ）、及び、本発明鋼板Ａ、A1、及び、A2と、それらの製造方法（本発明製造方法Ａ、A1a、A1b、A1c、及び、A2）について、順次説明する。
　最初に、鋼板ａ及び本発明鋼板Ａ、A1、A2（以下「本発明鋼板」と総称することがある。）の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は、質量％を意味する。
　成分組成
　Ｃ：０．０８０～０．５００％
　Ｃは、強度と耐衝撃性の向上に寄与する元素である。Ｃが０．０８０％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｃは０．０８０％以上とする。好ましくは０．１００％以上、より好ましくは０．１４０％以上である。
　一方、Ｃが０．５００％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下するので、Ｃは０．５００％以下とする。さらに、多量のＣは溶接性を劣化させるので、良好なスポット溶接性を確保する点で、Ｃは０．３５０％以下が好ましく、０．２５０％以下がより好ましい。
　Ｓｉ：２．５０％以下
　Ｓｉは、鉄系炭化物を微細化し、強度と成形性の向上に寄与する元素であるが、鋼を脆化する元素でもある。Ｓｉが２．５０％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下するので、Ｓｉは２．５０％以下とする。また、ＳｉはＦｅ結晶を脆化させる元素であり、耐衝撃性を確保する点で、２．２０％以下が好ましく、２．００％以下がより好ましい。
　下限は０％を含むが、０．０１０％未満に低減すると、ベイナイト変態時、粗大な鉄系炭化物が生成し、強度及び成形性が低下する場合があるので、Ｓｉは０．００５％以上が好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。
　Ｍｎ：０．５０～５．００％
　Ｍｎは、焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎが０．５０％未満であると、焼鈍の冷却過程で軟質な組織が生成して、所要の強度を確保することが難しくなるので、Ｍｎは０．５０％以上とする。好ましくは０．８０％以上、より好ましくは１．００％以上である。
　一方、Ｍｎが５．００％を超えると、鋳造スラブの中央部にＭｎが濃化して、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下するので、Ｍｎは５．００％以下とする。また、多量のＭｎは溶接性を低下させるので、良好なスポット溶接性を確保する点で、Ｍｎは３．５０％以下が好ましく、３．００％以下がより好ましい。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、鋼を脆化し、また、スポット溶接で生じる溶融部を脆化する元素である。Ｐが０．１００％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなるので、Ｐは０．１００％以下とする。スポット溶接部の強度を確保する点で、０．０４０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。
　下限は０％を含むが、Ｐを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、ＭｎＳを形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性や、溶接性を阻害する元素である。Ｓが０．０１００％を超えると、成形性及び溶接性が著しく低下するので、Ｓは０．０１００％以下とする。良好な溶接性を確保する点で、０．００７０％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましい。
　下限は０％を含むが、０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
　Ａｌ：０．００１～２．０００％
　Ａｌは、脱酸材として機能するが、一方で、鋼を脆化し、また、溶接性を阻害する元素でもある。Ａｌが０．００１％未満であると、脱酸効果が十分に得られないので、Ａｌは０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上、よりが好ましくは０．０２０％以上である。
　一方、Ａｌが２．０００％を超えると、粗大な酸化物が生成し、鋳造スラブが割れ易くなるので、Ａｌは２．０００％以下とする。良好な溶接性を確保する点で、Ａｌ量は１．５００％以下が好まく、１．１００％以下とすることが更に好ましい。
　Ｎ：０．０１５０％以下
　Ｎは、窒化物を形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素であり、また、溶接時、ブローホール発生の原因になり、溶接性を阻害する元素である。Ｎが０．０１５０％を超えると、成形性と溶接性が低下するので、Ｎは０．０１５０％以下とする。好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｎを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
　Ｏ：０．００５０％以下
　Ｏは、酸化物を形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素である。Ｏが０．００５０％を超えると、成形性が著しく低下するので、Ｏは０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｏを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
　［Ｓｉ］＋０．３５［Ｍｎ］＋０．１５［Ａｌ］＋２．８０［Ｃｒ］
　＋０．８４［Ｍｏ］＋０．５０［Ｎｂ］＋０．３０［Ｔｉ］
　≧１．００　・・・（１）
　後述の熱処理用鋼板の製造には、中間熱処理中に炭化物を適度に溶存させ、一定量以上の微細な炭化物を得る必要がある。炭化物が過度に溶け易い場合、中間熱処理中に全ての炭化物が消失してしまうため、所定の熱処理用鋼板が得られない。このため、炭化物の溶解速度を緩める元素種の添加量からなる上記式（１）を満たす必要がある。
　式（１）の左辺：［Ｓｉ］＋０．３５［Ｍｎ］＋０．１５［Ａｌ］＋２．８０［Ｃｒ］＋０．８４［Ｍｏ］＋０．５０［Ｎｂ］＋０．３０［Ｔｉ］：１．００以上
　上記式（１）の左辺において、［元素］は元素の質量％であり、各［元素］の係数は、本発明鋼板ａの製造工程において、Ｓｉが炭化物の溶解を抑制し、最終製品の本熱処理後の鋼板の強度、成形性、及び、耐衝撃性のバランスの向上に寄与する寄与度を１とし、このＳｉの寄与度１と、各元素の寄与度を比較したときの比率である。
　鋼板の成分組成において、上記式（１）の左辺が１．００未満であると、熱処理用鋼板中に十分な炭化物が生成せず、本熱処理後の鋼板の特性が劣化する。熱処理用鋼板中に十分に炭化物を残存させ、特性を改善するためには、上記式（１）の左辺を１．００以上とする必要がある。好ましくは１．２５以上で、より好ましくは１．５０以上である。
　上記式（１）の左辺の上限は、各元素の上限で定まるので限定しないが、過度に、上記式（１）の左辺の値を高めると、熱処理用鋼板における炭化物のサイズが過度に粗大化し、さらに、その後の熱処理工程においても、粗大な炭化物が残存する場合があり、却って鋼板の特性が低下する懸念があるので、上記式（１）の左辺は４．００以下が好ましく、３．６０以下がより好ましい。
　本発明熱処理用鋼板及び本発明高強度鋼板の成分組成は、上記成分を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。上記元素の他、特性向上のため、Ｆｅの一部に代えて以下の元素を含んでもよい。
　Ｔｉ：０．３００％以下
　Ｔｉは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉが０．３００％を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するので、Ｔｉは０．３００％以下が好ましい。より好ましくは０．１５０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｔｉの強度向上効果を十分に得るには、０．００１％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
　Ｎｂ：０．１００％以下
　Ｎｂは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂが０．１００％を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するので、Ｎｂは０．１００％以下が好ましい。より好ましくは０．０６０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｎｂの強度向上効果を十分に得るには、０．００１％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましい。
　Ｖ：１．００％以下
　Ｖは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｖが１．００％を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するので、Ｖは１．００％以下が好ましい。より好ましくは０．５０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｖの強度向上効果を十分に得るには、０．００１％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
　Ｃｒ：２．００％以下
　Ｃｒは、焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｃｒが２．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｃｒは２．００％以下が好ましい。より好ましくは１．２０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｃｒの強度向上効果を十分に得るには、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
　Ｎｉ：２．００％
　Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｎｉが２．００％を超えると、溶接性が低下するので、Ｎｉは２．００％以下が好ましい。より好ましくは１．２０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｎｉの強度向上効果を十分に得るには、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
　Ｃｕ：２．００％以下
　Ｃｕは、微細な粒子で鋼中に存在し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｃｕが２．００％を超えると、溶接性が低下するので、Ｃｕは２．００％以下が好ましい。より好ましくは１．２０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｃｕの強度向上効果を十分に得るには、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
　Ｍｏ：１．００％以下
　Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｍｏが１．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｍｏは１．００％以下が好ましい。より好ましくは０．５０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｍｏの強度向上効果を十分に得るたには、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
　Ｗ：１．００％以下
　Ｗは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｗが１．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｗは１．００％以下が好ましい。より好ましくは０．７０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｗの強度向上効果を十分に得るには、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
　Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｂが０．０１００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｂは０．０１００％以下が好ましい。より好ましくは０．００５０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｂの強度向上効果を十分に得るには、０．０００１％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましい。
　Ｓｎ：１．００％以下
　Ｓｎは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｓｎが１．００％を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Ｓｎは１．００％以下が好ましい。より好ましくは０．５０％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｓｎの添加効果を十分に得るには、０．００１％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
　Ｓｂ：０．２００％以下
　Ｓｂは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｓｂが０．２００％を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Ｓｂは０．２００％以下がこのましい。より好ましくは０．１００％以下である。
　下限は０％を含むが、Ｓｂの添加効果を十分に得るには、０．００１％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましい。
　本発明鋼板の成分組成は、必要に応じて、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含んでもよい。
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０．０１００％以下
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭは、成形性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計が０．０１００％を超えると、延性が低下する恐れがあるので、上記元素は、合計で０．０１００％以下が好ましい。より好ましくは０．００７０％以下である。
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計の下限は０％を含むが、成形性向上効果を十分に得るには、合計で０．０００１％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
　なお、ＲＥＭ（Rare Earth Metal）は、ランタノイド系列に属する元素を意味する。ＲＥＭやＣｅは、多くの場合、ミッシュメタルの形態で添加するが、Ｌａ、Ｃｅの他に、ランタノイド系列の元素を不可避的に含有していてもよい。
　本発明鋼板の成分組成において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素である。また、不純物として、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂを、合計で０．０１０％以下含んでもよい。
　次に、本発明鋼板のミクロ組織について説明する。
　ミクロ組織を規定する領域：鋼板表面から１／８ｔ～３／８ｔ（ｔ：板厚）
　通常、鋼板表面から１／４ｔ（ｔ：板厚）を中心とする、１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織が、鋼板全体の機械特性（成形性、強度、延性、靱性、穴広げ性等）を担うので、本発明鋼板Ａ、A1、及び、A2（以下「本発明鋼板Ａ」と総称することがある。）においては、鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織を規定する。
　そして、本発明鋼板Ａにおいて、鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織を、熱処理によって、所望のミクロ組織とするため、鋼板ａにおいて、同じく、鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織を規定する。
　まず、鋼板ａの、鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織（以下「ミクロ組織ａ」ということがある。）について説明する。以下、ミクロ組織に係る％は、体積％を意味する。
　ミクロ組織ａ
　マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの１種又は２種以上からなり、円相当径０．１μｍ以上の炭化物を１．０×１０10個／ｍ2以上有するラス組織：８０％以上
　ミクロ組織ａは、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの１種又は２種以上からなり、円相当径０．１μｍ以上の炭化物を１．０×１０10個／ｍ2以上有するラス組織を８０％以上含む組織とする。このラス組織が８０％未満の本発明鋼板ａに熱処理を施しても、本発明鋼板Ａにおいて、所要のミクロ組織を得ることができず、優れた成形性を確保できないので、上記ラス組織は８０％以上とする。好ましくは９０％以上である。
　ミクロ組織ａがラス組織であると、熱処理（焼鈍）により、ラス境界に、同じ結晶方位のフェライトに囲まれた微細なオーステナイトが生成し、ラス境界に沿って成長する。ラス境界に沿って成長したオーステナイト、即ち、一方向に伸長したオーステナイトは冷却処理によって一方向に伸長した島状硬質組織を形成し、強度と成形性の向上に大きく寄与する。
　鋼板ａのラス組織は、所定の熱延・冷延条件で製造した鋼板に、所要の中間熱処理を施して形成することができる。ラス組織の形成については後述する。
　焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの個々の体積％は、鋼板の成分組成、熱延条件、冷却条件で変動するので、特に限定しないが、好ましい体積％について説明する。
　マルテンサイトは、本熱処理により焼戻しマルテンサイトとなり、既存の焼戻しマルテンサイトと相俟って、本発明鋼板Ａの成形性－強度バランスの向上に寄与する。一方、熱処理用鋼板ａが多量のマルテンサイトを含むと、強度が上昇し、曲げ性が劣化するため、切断や形状矯正処理といった工程の生産性を阻害する。この観点から、ラス組織中のマルテンサイトの体積％は３０％以下が好ましく、１５％以下がより好ましい。
　焼戻しマルテンサイトは、本発明鋼板Ａの成形性－強度バランスの向上に大きく寄与する組織である。また、熱処理用鋼板の強度を過剰に上げることがなく、さらに曲げ性にも優れるため、生産性の向上を目的として積極的に利用する組織である。熱処理用鋼板ａにおける焼戻しマルテンサイトの体積分率は３０％以上が好ましく、５０％以上がより好ましく、１００％でも構わない。
　ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトは、マルテンサイト、及び、焼戻しマルテンサイトと比べて低強度であり、生産性の向上を目的として積極的に活用しても構わない。一方、ベイナイト中に炭化物が生成してＣを消費するので、熱処理用鋼板ａにおける体積分率は５０％以下が好ましい。
　ミクロ組織ａにおいて、その他組織（パーライト、セメンタイト、塊状フェライト、残留オーステナイト等）は２０％未満とする。
　塊状フェライトは、結晶粒内にオーステナイトの核生成サイトを有しないので、焼鈍（後述する本熱処理）後のミクロ組織において、オーステナイトを含まないフェライトとなり、強度の向上に寄与しない。
　また、塊状フェライトは、母相オーステナイトと特定の結晶方位関係を有しない場合があり、塊状フェライトが増えると、焼鈍時、塊状フェライトと母相オーステナイトの境界に、母相オーステナイトと結晶方位が大きく異なるオーステナイトが生成することがある。フェライトの周辺に新たに生成した、結晶方位が異なるオーステナイトは粗大かつ等方的に成長するので、機械特性の向上に寄与しない。
　残留オーステナイトは、一部が、焼鈍時、粗大かつ等方化するので、機械特性の向上に寄与しない。特に、熱処理用鋼板の形状矯正に必要な曲げ性を確保する観点から、曲げ加工時に破壊の起点として働き得る残留オーステナイトは１０％以下に制限することが好ましく、５％以下がより好ましい。
　パーライトとセメンタイトは、焼鈍時、オーステナイトに変態し、粗大かつ等方的に成長するので、機械特性の向上に寄与しない。それ故、その他組織（パーライト、セメンタイト、塊状フェライト、残留オーステナイト等）は２０％未満とする。好ましくは１０％未満である。
　ラス組織中の円相当径０．１μｍ以上の炭化物：１．０×１０10個／ｍ2以上
　ラス組織中に炭化物が存在していると、ミクロ組織の固溶炭素量が少なくなっていて、ミクロ組織の変態温度が高くなり、急冷しても、鋼板の形状・寸法が良好に維持されるし、また、鋼板の強度が低下し、鋼板の切断及び形状矯正が容易となり、２回目の熱処理が実施し易くなる。炭化物は、２回目の熱処理で、マクロ組織に溶け込んで、硬質組織の生成サイトを形成する。
　上記ラス境界のサイトとは異なり、このサイトはラス組織内に存在するので、生成したオーステナイトは、針状フェライトの内部で等方的に成長し、冷却処理によって特定の方向に大きく成長していない微細かつ等方的な島状硬質組織を形成して、鋼板の耐衝撃特性を高めることができる。
　炭化物の円相当径が０．１μｍ未満であると、硬質組織の生成サイトとして機能しないので、円相当径が０．１μｍ以上の炭化物を個数計測の対象とする。円相当径０．１μｍ以上の炭化物の単位面積当たり個数密度（以下単に「個数密度」ともいう。）が１．０×１０10個／ｍ2未満であると、核生成サイトの個数が不十分となり、また、ミクロ組織の固溶炭素量が十分に低減しないので、上記炭化物の個数密度は１．０×１０10個／ｍ2以上とする。好ましくは１．５×１０10個／ｍ2以上、より好ましくは２．０×１０10個／ｍ2以上である。
　上記炭化物のサイズの上限は特に定めないが、過度に粗大な炭化物は、熱処理用鋼板を熱処理しても溶けきらずに残留し、強度、成形性、及び、耐衝撃性を劣化させる場合があり好ましくない。また、過度に粗大な炭化物は、鋼板の形状矯正において破壊の起点となる可能性がある。以上２つの観点から、円相当径が０．１μｍ以上の炭化物の平均円相当径は１．２μｍ以下が好ましく、０．８μｍ以下がより好ましい。
　上記炭化物の個数密度は、鋼板のＣ量及び熱処理条件（後述する）に依るので、その上限は定めないが、２回目の熱処理で、全ての炭化物が溶けきらない場合があるので、５．０×１０12個／ｍ2程度が実質的な上限である。
　次に、本発明鋼板Ａの、鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織（以下「ミクロ組織Ａ」ということがある。）について説明する。ミクロ組織に係る％は、体積％を意味する。
　ミクロ組織Ａ
　ミクロ組織Ａは、鋼板ａのミクロ組織ａに、所要の熱処理（後述する本熱処理）を施して形成される。ミクロ組織Ａは、ミクロ組織ａの組織形態を引き継いで形成される針状フェライト及び一方向に伸長した島状硬質組織と、所要の熱処理で形成される等軸状の島状硬質組織を含む組織である。この点が、本発明鋼板Ａの特徴である。
　針状フェライト：２０％以上
　ミクロ組織ａ（焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの１種又は２種以上からなり、円相当径０．１μｍ以上の炭化物を１．０×１０10個／ｍ2以上有するラス組織：８０％以上）に、所要の加熱処理を施すと、ラス状のフェライトが合体し針状となり、その結晶粒界に、一方向に伸長したオーステナイト粒が生成する。
　さらに、加熱処理後、所定の条件で冷却処理を施すと、一方向に伸長したオーステナイトは一方向に伸長した島状硬質組織となり、ミクロ組織Ａの成形性－強度バランスが向上する。
　針状フェライトが２０％未満であると、粗大かつ等方的な島状硬質組織の体積％が著しく増加し、ミクロ組織Ａの成形性－強度バランスが低下するので、針状フェライトは２０％以上とする。成形性－強度バランスをより高める点で、針状フェライトは３０％以上が好ましい。
　一方、針状フェライトが８０％を超えると、島状硬質組織の体積％が減少し、強度が大きく低下するので、針状フェライトは８０％以下が好ましい。高強度化の点で、針状フェライトの体積％を低減し、島状硬質組織の体積％を高めることが好ましく、この観点から、針状フェライトは６５％以下がより好ましい。
　マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、及び、残留オーステナイトの１種又は２種以上からなる島状硬質組織：２０％以上
　島状硬質組織を構成する個々の組織の体積％は、鋼板の成分組成や熱処理条件に依るので特定しないが、好ましい体積％は、以下のとおりである。
　マルテンサイト：３０％以下
　鋼板強度を担う組織であるが、３０％を超えると、鋼板の耐衝撃性が低下するので、３０％以下が好ましい。より好ましくは１５％以下である。下限は０％を含む。
　焼戻しマルテンサイト：８０％以下
　焼戻しマルテンサイトは、鋼板の成形性及び耐衝撃性を損なわずに、鋼板強度を高める組織である。鋼板の強度、成形性及び耐衝撃性を十分に高めるため、焼戻しマルテンサイトは１０％以上が好ましい。より好ましくは１５％以上である。
　一方、焼戻しマルテンサイトが８０％を超えると、鋼板強度が上昇しすぎて、成形性が低下するので、焼戻しマルテンサイトは８０％以下が好ましい。より好ましくは６０％以下である。
　残留オーステナイト：２％以上２５％以下
　残留オーステナイトは、鋼板の成形性、特に、延性を大きく改善する組織である。この効果を十分に得るため、残留オーステナイトは２％以上が好ましく、５％以上がより好ましい。
　一方、残留オーステナイトは耐衝撃性を阻害する組織である。残留オーステナイトが２５％を超えると、優れた耐衝撃性を確保することができないので、残留オーステナイトは２５％以下が好ましい。より好ましくは２０％以下である。
　島状硬質組織における硬質領域のアスペクト比
　　円相当径１．５μｍ以上の硬質領域の平均アスペクト比：２．０以上
　　円相当径１．５μｍ未満の硬質領域の平均アスペクト比：２．０未満
　一方向に伸長した粗大な島状硬質組織は、鋼板の加工硬化能を大きく改善し、強度及び成形性を高める組織である。一方、塊状の粗大な島状硬質組織は、変形に伴い内部に破壊が発生し易く、成形性が劣位となる。以上の観点から、鋼板の強度－成形性バランスを十分に高めるには、円相当径が１．５μｍ以上の粗大な島状硬質組織の平均アスペクト比を２．０以上とする必要がある。強度－成形性バランスをより高めるには、平均アスペクト比は２．５以上が好ましく、３．０以上がより好ましい。
　主に、フェライトの粒内に生成する微細な島状硬質組織は、周囲のフェライトとの界面で剥離し難く、歪みを加えても破壊が発生し難いので、強度－成形性の改善に寄与する組織である。特に、等方的に成長した微細な島状硬質組織は、破壊の伝播サイトとして働き難く、鋼板の耐衝撃特性を損なうことなく、強度－成形性バランスを高める組織である。
　一方、一方向に伸長した微細な島状硬質組織は、フェライトの粒内にあって破壊の伝播サイトとして強く働くので、耐衝撃性を損なう組織である。それ故、鋼板の耐衝撃性を十分に確保するには、円相当径が１．５μｍ未満（好ましくは１．４４μｍ以下）の微細な島状硬質組織の平均アスペクト比を２．０未満とする必要がある。耐衝撃性をより高めるには、平均アスペクト比は１．７以下が好ましく、１．５以下がより好ましい。
　微細な島状硬質組織の単位面積当たりの個数密度（以下単に「個数密度」ともいう。）が少ない場合、一部の島状硬質組織および／またはその周辺に応力および／またはひずみが集中して破壊の起点や伝播経路として働く。このため、円相当径が１．５μｍ未満の微細な島状硬質組織の個数密度の平均は１．０×１０１０個／ｍ２以上とする。破壊の伝播経路として働きにくくするには２．５×１０１０個／ｍ２以上とすることが好ましく、４．０×１０１０個／ｍ２以上とすることが更に好ましい。
　また、微細な島状硬質組織が一部に偏在していると、破壊の伝播に際して島状硬質組織が疎な領域において一部の島状硬質組織および／またはその周辺に応力および／またはひずみが集中して破壊が伝播しやすくなる。この現象を防ぐには微細な島状硬質組織の個数密度が一定に近いことが好ましい。具体的には、３つ以上の視野において、それぞれ５．０×１０－１０ｍ２以上の面積において円相当径が１．５μｍ未満の島状硬質組織の個数密度を求め、それぞれの視野における島状硬質組織の個数密度のうち最大の値を最小の値で除した値を２．５以下に制限する。この値は２．０以下であることが好ましく、１．０に近いほど好ましい。
　塊状フェライト：２０％以下
　塊状フェライトは、針状フェライトと競合する組織である。塊状フェライトの体積％が増大するほど、針状フェライトの体積％が減少するので、塊状フェライトは２０％以下に制限する。塊状フェライトは少ない方が好ましく、０％でも構わない。
　残部：ベイナイト＋ベイニティックフェライト＋不可避的生成相
　ミクロ組織Ａの残部は、ベイナイト、ベイニティックフェライト、及び／又は、不可避的生成相である。
　ベイナイト及びベイニティックフェライトは、強度と成形性のバランスに優れた組織であり、針状フェライトとマルテンサイトが十分な体積％で確保されていれば、ミクロ組織に含まれていても構わない。ベイナイトとベイニティックフェライトの体積％の合計が４０％を超えると、針状フェライト及び／又はマルテンサイトの体積％が十分に得られない場合があるので、ベイナイトとベイニティックフェライトの体積％の合計は４０％以下が好ましい。
　ミクロ組織Ａの残部組織における不可避的生成相は、パーライト、セメンタイト等である。パーライト及び／又はセメンタイトの体積％が増大すると、延性が低下し、成形性－強度バランスが低下するので、パーライト及び／又はセメンタイトの体積％は、合計で５％以下が好ましい。
　ミクロ組織Ａを形成することにより、優れた成形性－強度バランスを確保することができ、成形性と耐衝撃性に優れた本発明鋼板Ａを得ることができる。
　図２に、鋼板のミクロ組織のイメージを模式的に示す。あくまで説明のために模式的に示す図にすぎず、本発明のミクロ組織が本図によって規定されるものではない。図２Ａが本発明鋼のミクロ組織Ａのイメージ図であり、針状フェライト３、円相当径１．５μｍ以上の硬質領域（粗大な島状硬質組織（アスペクト比：大）４）、円相当径１．５μｍ未満の硬質領域（微細な島状硬質組織（アスペクト比：小）５）を表現している。図２Ｂは比較鋼であって一般的な高強度複合組織鋼の場合であり、塊状フェライト１と粗大な島状硬質組織（アスペクト比：小）２を表現している。図２Ｃは比較鋼であって特性を改善した高強度複合組織鋼（例えば特許文献１）に関するものであり、針状フェライト３と粗大な島状硬質組織（アスペクト比：大）４を表現している。
　ここで、組織の体積分率（体積％）の決定方法について説明する。
　鋼板から、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面とする試験片を採取する。試験片の観察面を研磨した後、ナイタールエッチングし、板厚の表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域において、１以上の視野にて、合計で２．０×１０-9ｍ2以上の面積を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）で観察し、各組織（残留オーステナイト以外）の面積分率（面積％）を解析する。
　経験的に、面積分率（面積％）≒体積分率（体積％）であることが解っているので、面積分率を以て体積分率（体積％）とする。
　なお、ミクロ組織Ａにおける針状フェライトとは、ＦＥ－ＳＥＭによる組織観察において、結晶粒の長径と短径の比であるアスペクト比が３．０以上であるフェライトを指す。また、塊状フェライトとは、同様にアスペクト比が３．０未満のフェライトを指す。
　ミクロ組織中の残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法によって解析する。上記試験片の板厚の表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域において、鋼板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってＦＣＣ鉄の面積分率を解析する。その面積分率を以て残留オーステナイトの体積分率とする。
　ミクロ組織（鋼板の圧延方向に平行な板厚断面）において、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、及び、残留オーステナイトの１種又は２種以上から構成される部分を「島状硬質組織」と呼ぶ。これら３種類の組織はいずれも硬質であるため「硬質」と名付けた。また、ミクロ組織Ａにおいて、軟質なフェライトによって囲まれている、観察組織において連結している領域をもってひとつの「島」とみなす。これにより、島状硬質組織を円相当径１．５μｍ以上と未満に分けてアスペクト比を評価するに際し、一つの島を一つの粒として扱うことができる。
　本発明鋼板Ａは、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有する鋼板（本発明鋼板A1）でもよく、また、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施した合金化めっき層を有する鋼板（本発明鋼板A2）でもよい。以下、説明する。
　亜鉛めっき層及び亜鉛合金めっき層
　本発明鋼板Ａの片面又は両面に形成するめっき層は、亜鉛めっき層、又は、亜鉛を主成分とする亜鉛合金めっき層が好ましい。亜鉛合金めっき層は、合金成分として、Ｎｉを含むものが好ましい。
　亜鉛めっき層及び亜鉛合金めっき層は、溶融めっき法又は電気めっき法で形成する。亜鉛めっき層のＡｌ量が増加すると、鋼板表面と亜鉛めっき層の密着性が低下するので、亜鉛めっき層のＡｌ量は０．５質量％以下が好ましい。亜鉛めっき層が、溶融亜鉛めっき層の場合、鋼板表面と亜鉛めっき層の密着性を高めるため、溶融亜鉛めっき層のＦｅ量は３．０質量％以下が好ましい。
　亜鉛めっき層が、電気亜鉛めっき層の場合、めっき層のＦｅ量は、耐食性の向上の点で、０．５質量％以下が好ましい。
　亜鉛めっき層及び亜鉛合金めっき層は、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を、耐食性や成形性を阻害しない範囲で、含有してもよい。特に、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｇは、耐食性の向上に有効である。
　合金化めっき層
　亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施して、鋼板表面に、合金化めっき層を形成する。溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層に金化処理を施す場合、鋼板表面と合金化めっき層の密着性の向上の点で、溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層のＦｅ量は７．０～１３．０質量％が好ましい。
　本発明鋼板Ａの板厚は、特に、特定の板厚範囲に限定されないが、汎用性や製造性を考慮すると、０．４～５．０ｍｍが好ましい。板厚が０．４ｍｍ未満であると、鋼板形状を平坦に維持することが難しくなり、寸法・形状精度が低下するので、板厚は０．４ｍｍ以上が好ましい。より好ましくは０．８ｍｍ以上である。
　一方、板厚が５．０ｍｍを超えると、製造過程で、加熱条件及び冷却条件の制御が困難となり、板厚方向において均質なミクロ組織が得られない場合があるので、板厚は５．０ｍｍ以下が好ましい。より好ましくは４．５ｍｍ以下である。
　本発明製造方法（本発明製造方法Ａ）は、図１に示すように、熱延工程（製造方法ａ）を、式（Ａ）を満たすように実施し、式（２）、および式（３）を満たすように冷却工程を実施することにより、所望の大きさの炭化物を鋼内部の全体に均質に形成させる。次に、冷間圧延工程、さらに所定の条件で中間熱処理工程を行うことにより、炭化物を溶かしきらずに加熱し、その後急冷することによりラス組織を鋼内部に形成させる。
　最後に、本熱処理工程において、始めは式（Ｂ）を満たすように急速に温度を上げ、オーステナイト変態が始まる頃から式（Ｃ）を満たすように加熱処理を緩め、その後急冷する。冷却後半おいて、式（４）を満たすように冷却することにより、オーステナイト分率を制御して、針状組織を主体に２種類の島状硬質組織を有する組織を形成する。
　以下、製造方法ａ、及び、本発明製造方法Ａ、A1a、A1b、及び、A2について詳述する。
　最初に、製造方法ａについて説明する。
　製造方法ａは、所定の成分組成の鋳片を１０８０℃以上、１３００℃以下に加熱した後、最高加熱温度から１０００℃までの温度領域における熱間圧延条件が式（Ａ）を満たし、更に圧延完了温度を９７５℃から８５０℃の区間とする熱間圧延を施す熱間圧延工程と、熱間圧延が完了してから６００℃までの冷却条件が、圧延完了温度から６００℃までの温度を１５等分した各温度域における変態進行度合いの総和を表す下記式（２）を満たし、かつ、６００℃に達した後、後述の中間熱処理を開始するまで２０℃毎に算出する温度履歴が、下記式（３）を満たす冷却工程と、（Ａc3－３０）℃から（Ａc3＋１００）℃の温度に、６５０℃から（Ａc3－４０）℃の温度域の平均加熱速度を３０℃／秒以上として加熱し、当該加熱温度から（最高加熱温度－１０）℃の温度域における滞留時間を１００秒以下に制限し、次いで、加熱温度から、７５０℃から４５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却する中間熱処理工程とを実施する。
　製造方法ａの工程条件について説明する。
　熱処理を施す鋼板
　製造方法ａは、鋼板ａの成分組成の鋼板に中間熱処理を施して、鋼板ａを製造する方法である。熱処理を施す鋼板は、鋼板ａの成分組成を有し、常法に従って熱間圧延及び冷間圧延して製造した鋼板であればよい。好ましい熱延条件は、次の通りである。
　熱延温度
　鋼板ａの成分組成の溶鋼を、連続鋳造や薄スラブ鋳造等の常法に従って鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を製造する。鋼片を、一旦常温まで冷却した後、熱間圧延に供する際、加熱温度は１０８０℃から１３００℃が好ましい。
　加熱温度が１０８０℃未満であると、鋳造に起因する粗大な介在物が溶解せず、熱間圧延後の工程で、熱延鋼板が破断する恐れがあるので、加熱温度は１０８０℃以上が好ましい。より好ましくは１１５０℃以上である。
　一方、加熱温度が１３００℃を超えると、多量の熱エネルギーが必要となるので、１３００℃以下が好ましい。より好ましくは１２３０℃以下である。また、上記溶鋼を鋳造後、１０８０℃から１３００℃の温度域にある鋼片を、直接、熱間圧延に供してもよい。
　熱間圧延は、鋼板内部の再結晶を進め均質性を高めるために行う加熱温度が１０００℃以上の区間における圧延と、圧延後の相変態を均質に進めるために適正なひずみを導入する１０００℃未満の区間における圧延とに分けられる。
　鋼板の均質性を高める加熱温度が１０００℃以上の区間における圧延では、再結晶を進めγ粒径を微細化し、粒界に沿った炭素の拡散によって鋼板内部の均質性を高めるため、その圧延条件は式（Ａ）を満たす必要がある。また、当該温度区間における合計圧下率は７５％以上であることが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000013
 ｎ:加熱炉から取出し後、1000℃に至るまでの圧延パス数
ｈｉ：ｉパス後の仕上板厚［ｍｍ］
Ｔｉ：ｉパス目の圧延温度［℃］
ｔｉ：ｉパス目の圧延からｉ＋１パス目までの経過時間［秒］
Ａ＝９．１１×１０７，Ｂ＝２．７２×１０４：定数
　式（Ａ）の値が大きいほど鋼板の均質性は高まるが、過度に式（Ａ）の値を高めることは高温域での圧下率を過剰に増やし、組織を粗大化させるため、式（Ａ）の値は４．５０以下に留めることが好ましい。鋼板の均質性を高める観点から、式（Ａ）の値は１．５０以上であることが好ましく、２．００以上であることが更に好ましい。
　１０００℃未満の区間における圧延の合計圧下率は５０％以上であることが好ましく、その圧延完了温度は９７５℃から８５０℃であることが好ましい。
　圧延完了温度：８５０℃から９７５℃
　圧延完了温度は８５０℃から９７５℃が好ましい。圧延完了温度が８５０℃未満であると、圧延反力が増大して、形状・板厚の寸法精度を安定して確保することが困難となるので、圧延完了温度は８５０℃以上が好ましい。一方、圧延完了温度が９７５℃を超えると、鋼板加熱装置が必要となり、圧延コストが上昇するので、圧延完了温度は９７５℃以下が好ましい。
　熱間圧延完了から６００℃までの冷却工程は、下記式（２）を満たす範囲で施すことが好ましい。下記式（２）は、圧延完了温度から６００℃までの温度を１５等分した各温度域における変態進行度合いの総和を表す式である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000014
 　　ｔ（ｎ）：ｎ番目の温度域における滞留時間［秒］
　　元素記号：元素の質量％
　　Ｔｆ：熱間圧延完了温度［℃］
　上記式（２）を満たす冷却処理を施した熱延鋼板は、ミクロ組織が均質であり、炭化物が分散して存在するので、さらに冷間圧延した鋼板に中間熱処理を施した熱処理用鋼板においては、炭化物も均質に分散し、さらに、熱処理用鋼板に本熱処理を施して得られる高強度鋼板においては、島状硬質組織の分散も平準化され、強度－成形性バランスが向上する。
　一方、熱延の冷却工程が上記式（２）を満たさない場合、高温で相変態が過度に進行し、炭化物が偏在した熱延鋼板となる。この熱延鋼板に冷延・中間熱処理を施した熱処理用鋼板においては、炭化物が不均一に分散し、さらに、熱処理用鋼板に本熱処理を施して得られる鋼板においては、島状硬質組織が偏在し、強度－成形性バランスが低下する。この観点から、上記式（２）の左辺は０．８０以下が好ましく、０．６０以下がより好ましい。
　熱間圧延完了後６００℃に至ってから、熱処理用鋼板を製造するための加熱処理（後述する中間熱処理）を開始するまでの間の２０℃毎に算出する温度履歴は、下記式（３）を満たすことが好ましい。下記式（３）中辺は、時間の経過（ｎの増加）に伴って成長する炭化物の成長度合いを表す式であり、下記式（３）の中辺の値（中間熱処理開始前に最終的に到達したときの値）が大きいほど、炭化物が粗大化していることを期待できる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000015
 　　Ｔn：ｎ－１回目の算出時点からｎ回目の算出時点に至るまでの平均鋼板温度［℃］
　　ｔn：ｎ回目の算出時における炭化物の成長に関する実効総時間［時間］
　　Δｔn：ｎ－１回目の算出時点からｎ回目の算出時点に至るまでの経過時間［時間］
　　Ｃ：炭化物の成長速度に関するパラメータ（元素記号：元素の質量％）
　上記式（３）の中辺が１．００未満であると、熱処理用鋼板を得るための中間熱処理を開始する直前の鋼板に存在する炭化物が過度に微細であり、中間熱処理によって、鋼板中の炭化物が消失する懸念があるので、上記式（３）の中辺は１．００以上が好ましい。
　一方、上記式（３）の中辺が１．５０を超えると、鋼板中の炭化物が過度に粗大となり、炭化物の個数密度が低減し、中間熱処理後の炭化物の個数密度が不足する懸念があるので、上記式（３）の中辺は１．５０以下が好ましい。特性をより改善する点で、上記式（３）の中辺は１．１０以上１．４０以下がより好ましい。
　なお、熱処理用鋼板を得るための中間熱処理を開始するまでに、鋼板をＡc3点以上に加熱した場合は、その時点で、上記式（３）の中辺はゼロとなり、再び６００℃に至ってから以降の温度履歴についてのみ計算する。
　熱間圧延後の冷間圧延工程
　下記中間熱処理前の熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより 、組織が均質な加工組織となり、そののちの加熱処理（中間熱処理）において均質に多数のオーステナイトが生じ、組織が微細となり、特性が改善する。なお、冷間圧延の圧下率が８０％を超えると中間熱処理中に局所的に過剰に再結晶が進行し、その周辺に塊状組織が発達する場合があることから、冷間圧延率は８０%以下とする。組織微細化の効果を十分に得るには、圧延率は３０％以上とすることが好ましい。圧延率が３０％未満では、加工組織の発達が不十分となり、均質なオーステナイトの生成が進行しない場合がある。
　熱延・冷延鋼板の中間熱処理工程
　巻き取った冷延鋼板中の炭化物のサイズを調整するため、冷延鋼板に、適宜の温度と時間の中間熱処理工程を実施する。中間熱処理工程は、（Ａc3－３０）℃から（Ａc3＋１００）℃の温度に加熱するに際し、６５０℃から（Ａc3－４０）℃の温度域の平均加熱速度を３０℃／秒以上として加熱し、当該加熱温度から（最高加熱温度－１０）℃の温度域における滞留時間を１００秒以下に制限し、次いで、加熱温度から冷却するに際し、７５０℃から４５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却する。また、鋼板をＡc3点以上に加熱した後、再度室温まで冷却しても構わない。
　冷延鋼板に、中間熱処理前に１回以上の酸洗を施してもよい。酸洗で、冷延鋼板の表面の酸化物を除去して清浄化すると、鋼板のめっき性が向上する。
　鋼板加熱温度：（Ａc3－３０）℃から（Ａc3＋１００）℃
　加熱速度限定温度域：６５０℃から（Ａc3－４０）℃
　上記温度域の平均加熱速度：３０℃／秒以上
　冷延鋼板を（Ａc3－３０）℃以上に加熱する。鋼板加熱温度が（Ａc3－３０）℃未満であると、塊状の粗大なフェライトが残存し、高強度鋼板の機械特性が大きく低下するので、鋼板加熱温度は（Ａc3－３０）℃以上とする。好ましくは（Ａc3－１５）℃以上、より好ましくは（Ａc3－５）℃以上である。
　一方、鋼板加熱温度が（Ａc3＋１００）℃を超えると、鋼板中の炭化物が消失するので、加熱温度は（Ａc3＋１００）℃以下とする。炭化物の消失をより抑制する点で、加熱温度は（Ａc3＋８０）℃以下が好ましく、（Ａc3＋６０）℃以下がより好ましい。
　鋼板を加熱する際、６５０℃から（Ａc3－４０）℃の温度域は、３０℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する。炭化物の溶解速度が速い、６５０℃から（Ａc3－４０）℃の温度域における平均加熱速度を３０℃／秒以上とすることで、炭化物の溶解を抑え、冷却開始まで炭化物を残存させることができる。それ故、６５０℃から（Ａc3－４０）℃の温度域における平均加熱速度は５０℃／秒以上が好ましく、７０℃／秒以上がより好ましい。
　鋼板のＡc1点及びＡc3点は、加熱前の熱延鋼板から小片を切出し、１１００℃で加熱した後に１０℃／秒で室温まで冷却する均質化処理を施した後、室温から１１００℃まで１０℃／秒で加熱する際の体積膨張曲線を測定して求める。また、十分な実験データに基づいた経験式によって計算した計算結果などで代替しても構わない。
　最高加熱温度から（最高加熱温度－１０）℃の温度域における滞留時間：１００秒以下
　最高加熱温度から（最高加熱温度－１０）℃の温度域における滞留時間を１００秒以下に制限する。滞留時間が１００秒を超えると、炭化物が溶け込んで、円相当径０．１μｍ以上の炭化物の個数密度が１．０×１０10個／ｍ2未満に減少するので、加熱温度での滞留時間は１００秒以下とする。好ましくは６０秒以下、より好ましくは３０秒以下である。
　滞留時間の下限は特に定めないが、０．１秒未満とするには、加熱完了直後に急速に冷却する必要があり、実現には多大なコストが必要となるので、滞留時間は０．１秒以上が好ましい。
　冷却速度限定温度域：７５０℃から４５０℃
　上記温度域の平均冷却速度：３０℃／秒以上
　熱延鋼板を、（Ａc3－３０）℃から（Ａc3＋１００）℃の温度域に加熱した後、加熱温度からの冷却に際し、７５０～４５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却する。この冷却により、上記温度域における塊状フェライトの生成を抑制することができる。この一連の加熱・冷却により、ミクロ組織ａを形成することができる。
　４５０℃未満の温度域の冷却条件は特に規定しなくても、熱処理用鋼板（鋼板ａ）を得ることができる。４５０℃から２００℃における滞留時間が短い場合、より低温でラス状組織が生成し、結晶粒径が微細化するので、熱処理用鋼板を本熱処理した高強度鋼板において、ミクロ組織が微細化し、強度－成形性バランスが向上する。この観点から、４５０℃から２００℃の温度域における滞留時間は６０秒以下が好ましい。
　一方、４５０℃から２００℃における滞留時間を長くすると、ラス状組織の生成温度を高め、熱処理用鋼板を軟質化し、鋼板の巻取りや切断に要するコストを低減することができる。この観点から、４５０℃から２００℃における滞留時間は６０秒以上が好ましく、１２０秒以上がより好ましい。
　中間熱処理後の鋼板に冷間圧延を施すことは、中間熱処理の加熱および冷却によって鋼板内部に生じた熱ひずみを除去し、鋼板の平坦度を高めるため、好ましい。但し、冷間圧延の圧下率が１５％を超えると、中間熱処理により形成したラス状組織に過剰に転位が蓄積し、続いての本熱処理中に塊状組織を生じるため、冷間圧延率は１５%以下とすることが好ましい。
　中間熱処理後の鋼板を冷間圧延する際、圧延前、又は、圧延パス間で、鋼板を加熱してもよい。この加熱で、鋼板が軟質化し、圧延中の圧延反力が低減し、鋼板の形状・寸法精度が向上する。ただし、加熱温度は７００℃以下が好ましい。加熱温度が７００℃を超えると、ミクロ組織の一部が塊状のオーステナイトとなり、Ｍｎ偏析が進行して、粗大な塊状Ｍｎ濃化領域が生成する恐れがある。
　この塊状Ｍｎ濃化領域は、未変態のオーステナイトとなり、焼鈍（本熱処理）工程においても塊状のまま残存し、鋼板に塊状で粗大な硬質組織が生成して、延性が低下する。加熱温度が３００℃未満であると、十分な軟質化効果が得られないので、加熱温度は３００℃以上が好ましい。上記酸洗及び冷間圧延は、上記加熱の前と後のいずれで行ってもよいし、又は、上記加熱の前及び後で行ってもよい。
　次に、本発明製造方法Ａ、本発明製造方法A1a、本発明製造方法A1b、本発明製造方法A1c、及び、本発明製造方法A2について説明する。
　本発明製造方法Ａは、本発明鋼板Ａを製造する製造方法であって、
　鋼板ａを、（Ａc1＋２５）℃からＡc3の温度に、４５０℃から６５０℃における温度履歴を下記式（Ｂ）を満たす範囲とし、次いで、６５０℃から７５０℃における温度履歴を下記式（Ｃ）を満たす範囲として加熱し、
　加熱温度に１５０秒以下保持し、
　加熱保持温度から、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を１０℃／秒以上として、５５０℃から３００℃の温度域に冷却し、
　５５０℃から３００℃の温度域における滞留時間を１０００秒以下とし、
　さらに、５５０℃から３００℃の温度域における滞留条件が、下記式（４）を満たす本熱処理工程を実施することを特徴とする。
　本発明製造方法A1aは、本発明鋼板A1を製造する製造方法であって、
　本発明製造方法Ａで製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
　本発明製造方法A1bは、本発明鋼板A1を製造する製造方法であって、
　本発明製造方法Ａにおいて５５０℃から３００℃の温度域に滞留する鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
　本発明製造方法A1cは、本発明鋼板A1を製造する製造方法であって、
　本発明製造方法Ａで製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
　本発明製造方法A2は、本発明鋼板A2を製造する製造方法であって、
　本発明鋼板A1の亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を４００℃から６００℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
ことを特徴とする。
　本発明製造方法Ａの工程条件について説明する。
　本熱処理工程
　鋼板ａを、（Ａc1＋２５）℃からＡc3点範囲の鋼板加熱温度に加熱するに際し、４５０℃から６５０℃における温度履歴を下記式（Ｂ）を満たす範囲とし、次いで、６５０℃から７５０℃における温度履歴を下記式（Ｃ）を満たす範囲として加熱し、加熱温度に１５０秒以下保持する。
　鋼板加熱温度：（Ａc1＋２５）℃からＡc3点
　鋼板加熱温度が（Ａc1＋２５）℃未満であると、鋼板中のセメンタイトが溶け残り、機械特性が低下する懸念があるので、鋼板加熱温度は（Ａc1＋２５）℃以上とする。好ましくは（Ａc1＋４０）℃以上である。
　一方、鋼板加熱温度の上限はＡc3点とする。鋼板加熱温度がＡc3点を超えると、全てのミクロ組織がオーステナイトとなり、ラス組織が消滅して、ラス組織に起因して生成する針状フェライトが得られないので、鋼板加熱温度はＡc3点以下とする。本発明鋼板ａのラス組織を引き継ぎ、機械特性を一層高める点で、鋼板加熱温度は（Ａc3－１０）℃以下が好ましく、（Ａc3－２０）℃以下がより好ましい。鋼板加熱温度を、実施例の表では「最高加熱温度」と表示している。
　加熱速度限定温度域：４５０℃から６５０℃
　平均加熱速度：式（Ｂ）
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000016
 　　但し、各化学組成は添加量［質量％］を表す。
Ｆ：定数、２．５７
ｔｎ：（４４０＋１０ｎ）℃から（４５０＋１０ｎ）℃までの経過時間［秒］
Ｋ：式（３）中辺の値
　式（Ｂ）は熱延工程における炭化物の生成・成長挙動を表す式（３）と中間熱処理後の炭化物サイズを支配する同工程における４５０℃から６５０℃の区間における温度履歴、並びに炭化物サイズに強く影響する化学組成の項からなる式であり、４５０℃から６５０℃の温度域における温度履歴が式（Ｂ）を満たさない場合、鋼板ａのミクロ組織ａの炭化物が減数成長し、加熱終了時、等方的な微細オーステナイトが得られず、微細な島状硬質組織の平均アスペクト比が過度に増大するので、上記限定温度域における温度履歴は式（Ｂ）を満たす必要がある。
　式（Ｂ）左辺の値は小さいほど好ましいが、式（３）中辺の値を下回ることはなく、これが下限となる。また、式（Ｂ）左辺の値が大きいと炭化物の減数成長が進むことから、式（Ｂ）左辺の値は３．００以下であることが好ましく、２．８０以下であることが更に好ましい。
　上記限定温度域における平均加熱速度の上限は特に設定しないが、１００℃／秒を超えると、減数成長は起きないが、効果は飽和するので、１００℃／秒が実質的な上限である。
　加熱速度限定温度域：６５０℃から７５０℃
　平均加熱速度：式（Ｃ）
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000017
 Ｍ：定数　５．４７×１０１０
Ｎ：式（Ｂ）左辺の値
Ｐ：０．３８Ｓｉ＋０．６４Ｃｒ＋０．３４Ｍｏ
　　但し、各化学組成は添加量［質量％］を表す。
Ｑ：２．４３×１０４
ｔｎ：（６４０＋１０ｎ）℃から（６５０＋１０ｎ）℃までの経過時間［秒］
　式（Ｃ）は熱延工程における炭化物の生成・成長挙動を表す式（Ｂ）と炭化物の安定性に強く影響する化学組成の項からなる式であり、６５０℃から７５０℃の温度域における平均加熱速度が式（Ｃ）を満たさない場合、熱処理用鋼板における０．１μｍ以上の微細炭化物からの核生成が十分に進行せず、ラス境界を核生成サイトとしてオーステナイトが生成して、等方的な微細オーステナイトが得られず、微細な島状硬質組織の平均アスペクト比が過度に増大するので、上記限定温度域における温度履歴は式（Ｃ）を満たす必要がある。
　式（Ｃ）の値が１．００未満ではラス境界を核生成サイトとするオーステナイト変態が優先して起こるため、所定の組織が得られない。ラス境界での核生成を避け、微細な炭化物からの核生成を優先させるには、式（Ｃ）の値は１．００以上であることが必要であり、１．１０以上であることが好ましく、１．２０以上であることが更に好ましい。
　式（Ｃ）の値が５．００を超えると、一部の核生成サイトから発生したオーステナイトが成長し、微細炭化物の取り込みやオーステナイト同士の合体が進行し、粗大な塊状の組織が発達する。オーステナイトの過度の成長を回避するため、式（Ｃ）の値は５．００以下とする必要があり、４．５０以下であることが好ましく、３．５０以下であることが更に好ましい。
 
　加熱保持時間：１５０秒以下
　鋼板ａを上記条件で鋼板加熱温度（最高加熱温度）まで加熱し、鋼板加熱温度～（鋼板加熱温度－１０℃）の温度域に１５０秒以下保持する。加熱保持時間が１５０秒を超えると、ミクロ組織がオーステナイトとなり、ラス組織が消滅する恐れがあるので、加熱保持時間は１５０秒以下とする。好ましくは１２０秒以下である。加熱保持時間の下限は特に設定しない。０秒でも構わないが、粗大炭化物を完全に溶解させるため、１０秒以上が好ましい。
　冷却速度限定温度域：７００℃から５５０℃
　平均冷却速度：１０℃／秒以上
　加熱温度に１５０秒以下保持した本発明鋼板ａを冷却するに際し、７００℃から５５０℃の温度域を平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却する。平均冷却速度が１０℃／秒未満であると、塊状フェライトが生成し、針状フェライトが十分に得られない恐れがあるので、７００℃から５５０℃の温度域における平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。好ましくは２５℃／秒以上である。
　平均冷却速度の上限は、冷却設備の冷却能力の上限であり、２００℃／秒程度が限度である。
　冷却停止温度：５５０℃から３００℃
　滞留時間：１０００秒以下
　７００℃から５５０℃の温度域を平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却した本発明鋼板ａを、５５０℃から３００℃の温度域の温度まで冷却し、この温度域で、１０００秒以下滞留させる。滞留時間が１０００秒を超えると、オーステナイトが、ベイナイト、ベイニティックフェライト、パーライト及び／又はセメンタイトに変態して減少して、十分な体積分率の島状硬質組織が得られないので、上記温度域での滞留時間は１０００秒以下とする。
　島状硬質組織の体積分率を増大し、強度をより高める点で、上記温度域で滞留時間は７００秒以下が好ましく、５００秒以下がより好ましい。滞留時間は短いほど好ましいが、０．３秒未満とするには、特殊な冷却設備が必要となるので、０．３秒以上が好ましい。
　また、残留オーステナイトを形成し、鋼板の延性をより改善するには、上記温度域での滞留条件が下記式（４）を満たすことが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000018
 　Ｔ（ｎ）：滞留時間を１０等分したときのｎ番目の時間帯における鋼板の平均温度
　　Ｂｓ点（℃）＝６１１－３３［Ｍｎ］－１７［Ｃｒ］－１７［Ｎｉ］－２１［Ｍｏ］
　　　－１１［Ｓｉ］＋３０［Ａｌ］＋（２４［Ｃｒ］＋１５［Ｍｏ］
　　　＋５５００［Ｂ］＋２４０［Ｎｂ］）／（８［Ｃ］）
　　［元素］：元素の質量％
　Ｂｓ＜Ｔ（ｎ）のとき、（Ｂｓ－Ｔ（ｎ））＝０
　ｔ：５５０℃から３００℃の温度域における滞留時間の合計［秒］
　上記式（４）は、５５０℃から３００℃の温度域における相変態によって、未変態のオーステナイトにＣが濃化する動向を表す式である。上記式（４）の左辺が１．００を超えると、Ｃの濃化が不十分となり、オーステナイトが、室温までの冷却過程で変態してしまい、十分な量の残留オーステナイトを得ることができない。それ故、残留オーステナイトを十分に確保するには、上記式（４）の左辺は１．００以下が好ましい。好ましくは０．８５以下、より好ましくは０．７０以下である。
　本発明製造方法Ａにおいては、本熱処理後の鋼板を２００～６００℃に加熱して、焼戻処理を施してもよい。焼戻処理を施すことで、ミクロ組織中のマルテンサイトが強靭な焼戻しマルテンサイトとなり、特に、耐衝撃性が向上する。この観点から、焼戻温度は２００℃以上が好ましく、２３０℃以上がより好ましい。
　一方、焼戻温度を過度に高温にすると、粗大な炭化物が生成し、強度及び成形性が低下するので、焼戻温度は６００℃以下が好ましく、５５０℃以下がより好ましい。焼戻処理の時間は、特に特定の範囲に限定されない。鋼板の成分組成、これまでの熱履歴に応じて適宜設定して構わない。
　本発明製造方法Ａにおいては、本熱処理後の鋼板に、圧下率２．０％以下のスキンパス圧延を施してもよい。上記鋼板に、圧下率２．０％以下のスキンパス圧延を施すことにより、鋼板の形状・寸法精度を高めることができる。なお、スキンパス圧延の圧下率が２．０％を超えても、それ以上効果が上がることは期待できず、かつ、圧下率上昇による組織変化による弊害が懸念されるため、圧下率は２．０％以下とすることが好ましい。さらに、本発明製造方法Ａにおいては、スキンパス圧延の後に、焼戻処理を施してもよく、逆に、焼戻処理の後に、スキンパス圧延を施してもよい。また、焼戻処理の前と後の両方で、鋼板にスキンパス圧延を施しても構わない。
　亜鉛めっき層と亜鉛合金めっき層
　本発明製造方法A1a、本発明製造方法A1b、及び、本発明製造方法A1cにより、本発明鋼板Ａの片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。めっき法は、溶融めっき法、又は、電気めっき法が好ましい。
　本発明製造方法A1aの工程条件について説明する。
　本発明製造方法A1aは、本発明鋼板Ａを、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、本発明鋼板Ａの片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。
　（めっき浴の温度）
　めっき浴の温度は４５０℃から４７０℃が好ましい。めっき浴の温度が４５０℃未満であると、めっき液の粘度が上昇して、めっき層の厚さを適確に制御することが困難となり、鋼板の外観が損なわれるので、めっき浴の温度は４５０℃以上が好ましい。
　一方、めっき浴の温度が４７０℃を超えると、めっき浴から多量のヒュームが発生し、作業環境が悪化し、作業の安全性が低下するので、めっき浴の温度は４７０℃以下が好ましい。
　めっき浴に浸漬する本発明鋼板Ａの温度は４００℃から５３０℃が好ましい。鋼板温度が４００℃未満であると、めっき浴の温度を４５０℃以上に安定して維持するために、多量の熱量を必要とし、めっきコストが上昇するので、鋼板温度は４００℃以上が好ましい。より好ましくは４３０℃以上である。
　一方、鋼板温度が５３０℃を超えると、めっき浴の温度を４７０℃以下に安定して維持するために、多量の抜熱が必要となり、めっきコストが上昇するので、鋼板温度は５３０℃以下が好ましい。より好ましくは５００℃以下である。
　（めっき浴の組成）
　めっき浴は、亜鉛を主体とするめっき浴であり、めっき浴の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた有効Ａｌ量が０．０１～０．３０質量％のめっき浴が好ましい。亜鉛めっき浴の有効Ａｌ量が０．０１質量％未満であると、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下するので、亜鉛めっき浴の有効Ａｌ量は０．０１質量％以上が好ましい。より好ましくは０．０４％以上である。
　一方、亜鉛めっき浴の有効Ａｌ量が０．３０質量％を超えると、地鉄と、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層の界面に、Ａｌ系酸化物が過剰に生成し、めっき密着性が著しく低下するので、亜鉛めっき浴の有効Ａｌ量は０．３０質量％以下が好ましい。Ａｌ系酸化物は、後の合金化処理において、Ｆｅ原子及びＺｎ原子の移動を妨げ、合金相の形成を阻害するので、めっき浴の有効Ａｌ量は０．２０質量％以下がより好ましい。
　めっき浴は、めっき層の耐食性や加工性の向上を目的として、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含有してもよい。
　なお、めっき付着量は、鋼板をめっき浴から引き上げた後、鋼板表面に窒素を主体とする高圧ガスを吹き付けて、過剰なめっき液を除去して調製する。
　本発明製造方法A1bの工程条件について説明する。
　本発明製造方法A1bは、本発明製造方法Ａで成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を
製造するにあたり、５５０℃から３００℃の温度域に滞留する鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、該高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。
　めっき浴への浸漬は、５５０℃から３００℃の温度域における滞留の任意のタイミングにおいて実施することができる。５５０℃に到達後、すぐに、めっき浴へ浸漬し、その後、５５０℃から３００℃の温度域に滞留することができる。また、５５０℃に到達後、任意の時間５５０℃から３００℃に滞留した後、めっき浴へ浸漬し、さらに、該温度域に滞留してから、室温まで冷却することができる。また、５５０℃に到達後、任意の時間５５０℃から３００℃に滞留した後、めっき浴へ浸漬し、即座に、室温まで冷却しても構わない。
　上記以外の事項は、本発明製造方法A1aと同じである。
　本発明製造方法A1cの工程条件について説明する。
　本発明製造方法A1cは、本発明鋼板Ａの片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。
　（電気めっき）
　通常の電気めっき条件で、本発明鋼板Ａの鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。
　亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層の合金化
　本発明製造方法A2においては、本発明製造方法A1a、本発明製造方法A1b、又は、本発明製造方法A1cで、本発明鋼板Ａの片面又は両面に形成した亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を、４００℃から６００℃に加熱して合金化する。加熱時間は２～１００秒が好ましい。
　加熱温度が４００℃未満、又は、加熱時間が２秒未満であると、合金化が十分に進行せず、めっき密着性が向上しないので、加熱時間は４００℃以上、加熱時間は２秒以上が好ましい。
　一方、加熱温度が６００℃を超え、又は、加熱時間が１００秒を超えると、合金化が過度に進行して、めっき密着性が低下するので、加熱温度は６００℃以下、加熱時間は１００秒以下が好ましい。特に、加熱温度が高まると、鋼板の強度が低下する傾向にあるので、加熱温度は５５０℃以下がより好ましい。
　なお、合金化処理はめっき処理後の任意のタイミングに施して構わない。例えば、めっき処理後、一旦、室温まで冷却してから、改めて加熱して合金化処理を施してもよい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用する一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　（実施例：熱処理用鋼板の製造）
　表１及び表２に示す成分組成の溶鋼を鋳造して鋼片を製造する。次に、鋼片を、表３及び表４に示す条件で鋼片に熱間圧延と冷間圧延を施し、適宜、熱処理（焼戻し）を施して鋼板とする。焼戻し熱処理を行った場合、表３、表４において、「焼戻温度」欄に数値を記載している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
　表３及び表４に示す鋼板に、表５～表７に示す条件で中間熱処理を施し、適宜冷間圧延を施して熱処理用鋼板とする。中間熱処理工程のうち、冷却工程の「滞留時間２」は、４５０～２００℃における滞留時間を意味する。冷間圧延を行った場合、表５～７において、「冷間圧延率」欄に数値を記載している。表８～表１０に、得られる熱処理用鋼板のミクロ組織を示す。一部の鋼板については、分割し、複数の異なる条件で熱処理を施す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000025
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000026
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000027
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000028
　（実施例：高強度鋼板の製造）
　表８～表１０に示す熱処理用鋼板に、表１１～表１４に示す条件で本熱処理を施し、適宜、スキンパスや熱処理（焼戻し）施す。参考として、加熱処理中の４５０～６５０℃における平均加熱速度を「平均加熱速度１」、６５０～７５０℃における平均加熱速度を「平均加熱速度２」とし表中に記載している。鋼板加熱温度（最高加熱温度）での保持時間を表中で「滞留時間１」と表示している。冷却工程において、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を表中で「平均冷却速度」と表示し、冷却を停止して滞留を始める温度を「冷却停止温度」と表示し、冷却工程における滞留時間を「滞留時間２」と表示している。スキンパス圧延を行った場合、表１１～１４において、「スキンパス圧延率」欄に数値を記載している。焼戻し熱処理を行った場合、表１１～１４において、「焼戻処理」欄に数値を記載している。
　一部の熱処理用鋼板には、表１１～表１４に示す本熱処理と並行して、表１５に示す条件でめっき処理を施す。表１５の「表面」欄において、ＥＧは電気めっき法、ＧＩは溶融めっき法（亜鉛めっき層を形成）、ＧＡは溶融めっき法（亜鉛合金めっき層を形成）を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000029
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000030
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000031
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000032
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000033
　表１６～表２３に、得られる高強度鋼板のミクロ組織と特性を示す。表中の「表面」において、ＣＲはめっき処理なし、ＥＧ、ＧＩ、ＧＡは表１５と同様の意味である。表中の「組織分率」欄において、針状α、塊状αはそれぞれ針状フェライト、塊状フェライトを意味する。また、（マルテンサイト）、（焼戻マルテンサイト）、（残留オーステナイト）は島状硬質組織の内訳を意味する。パーライト及び／又はセメンタイトの合計を「その他」と表示している。「島状硬質組織」欄において、円相当径１．５μｍ未満を「＜１．５μｍ」、円相当径１．５μｍ以上を「≧１．５μｍ」と表示している。最大個数密度と最小個数密度の比を「個数密度比」と表示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000034
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000035
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000036
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000037
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000038
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000039
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000040
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000041
　強度及び成形性は、引張試験及び穴広げ試験を行って評価する。ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を作製し、引張軸を鋼板の幅方向として、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って引張試験行なう。穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に従って行う。
　引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、引張最大強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸びＥｌ（％）、穴広げ性λ（％）からなる、下記式（５）が成り立つ場合、成形性－強度バランスに優れた鋼板と判定する。
　　ＴＳ1.5×Ｅｌ×λ0.5≧４．０×１０6　　　　　　・・・（５）
　靭性を評価するため、シャルピー衝撃試験を行う。鋼板の板厚が２．５ｍｍ未満の場合は、板厚の合計が５．０ｍｍを超えるまで鋼板を積層してボルトで締結し、２ｍｍ深さのＶノッチを付与した積層シャルピー試験片を作製する。それ以外の条件は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に従って行う。
　脆性破面率が５０％以上となる延性－脆性遷移温度ＴTRが－５０℃以下で、かつ、脆性遷移後の衝撃吸収エネルギーＥBと室温における衝撃吸収エネルギーＥRTの比、ＥB／ＥRTが０．２５以上となる場合、靭性に優れた鋼板と判定する。
　実験例８３～９３は、鋳造した鋼材の成分組成が本発明の範囲を外れ、所定の熱処理用原板及び高強度鋼板が得られない比較例である。
　実験例８４は、鋼板が含有するＣが０．０８０質量％を下回る例であり、熱処理用鋼板において、ラス状組織及び所定の炭化物が得られず、かつ、高強度鋼板において、十分な量の島状硬質組織が得られない例であり、ＴＳ（引張強度）が劣位である。なお、円相当径１．５μｍ未満の島状硬質組織の個数密度が０．０であったため、個数密度比の評価は行っていない。
　実験例８５は、鋼板が含有するＣが０．５００質量％を超える例であり、鋳造工程においてスラブが破断するため、熱処理用鋼板及び高強度鋼板が得られない。実験例８６は、鋼板が含有するＳｉが２．５０質量％を超える例であり、鋳造工程においてスラブが破断するため、熱処理用鋼板及び高強度鋼板が得られない。
　実験例８７は、鋼板が含有するＭｎが５．００質量％を超える例であり、鋳造工程においてスラブが破断するため、熱処理用鋼板及び高強度鋼板が得られない。実験例８８は、鋼板が含有するＭｎが０．５０質量％を下回る例であり、熱処理用鋼板においてラス状組織が十分に得られず、高強度鋼板において、針状フェライトが十分に得られない例であり、強度－成形性バランス及び耐衝撃特性が劣位である。
　実験例８９は、鋼板が含有するＰが０．１００質量％を超える例であり、鋳造工程においてスラブが破断するため、熱処理用鋼板及び高強度鋼板が得られない。実験例９０は、鋼板が含有するＳが０．０１００質量％を超える例であり、多量の介在物が発生するため、熱処理用鋼板及び高強度鋼板の成形性が著しく低下する例である。
　実験例９１は、鋼板が含有するＡｌが２．０００質量％を超える例であり、鋳造工程においてスラブが破断するため、熱処理用鋼板及び高強度鋼板が得られない。実験例９２は、鋼板が含有するＮが０．０１５０質量％を超える例であり、多量の粗大窒化物が発生するため、熱処理用鋼板及び高強度鋼板の成形性が著しく低下する例である。
　実験例９３は、鋼板が含有するＮが０．０１５０質量％を超える例であり、多量の粗大窒化物が発生するため、熱処理用鋼板及び高強度鋼板の成形性が著しく低下する例である。実験例８３は、鋼板の成分組成が式（１）を満たさない例であり、熱処理用鋼板の炭化物密度が不十分となり、高強度鋼板におおいて、微細な島状硬質組織のアスペクト比が大きくなり、耐衝撃性が低下する例である。
　実験例１３、１８、２６、５２、６９、７４は、熱処理用鋼板を製造するための熱延工程において、製造条件が本発明の範囲を外れ、所定のミクロ組織の熱処理用鋼板が得られず、本熱処理後の特性が劣位となる比較例である。
　実験例９５（熱処理用鋼板６５）は、式（Ａ）外れであり、熱延鋼板におけるミクロ組織が不均質となり、本熱処理後の鋼板において島状硬質組織が不均質に分散するため耐衝撃性が低下する例である。
　実験例５２（熱処理用鋼板３２）及び実験例７４（熱処理用鋼板４７）は、熱延工程における冷却条件が式（２）を満たさない例であり、熱処理用鋼板における炭化物密度が不十分となり、高強度鋼板において、微細な島状硬質組織のアスペクト比が大きくなり、耐衝撃性が低下する例である。
　実験例１３（熱処理用鋼板６）及び実験例２６（熱処理用鋼板１５）は、熱間圧延してから熱処理までの温度履歴が式（３）下限を満たさない例であり、熱処理用鋼板における炭化物密度が不十分となり、高強度鋼板において、微細な島状硬質組織のアスペクト比が大きくなり、耐衝撃性が低下する例である。
　実験例１８（熱処理用鋼板９）及び実験例６９（熱処理用鋼板４３）は、熱間圧延してから熱処理までの温度履歴が式（３）上限を満たさない例であり、熱処理用鋼板に粗大な炭化物が残留し、熱処理用鋼板において、炭化物密度が不十分となる例である。このため、熱処理用鋼板の成形性が低下し、かつ、高強度鋼板において、微細な島状硬質組織のアスペクト比が大きくなり、耐衝撃性が低下する。
　実験例５、１５、２５、３３、５０、５７、６３、６７、７３、及び、９８は、熱延鋼板を中間熱処理して熱処理用鋼板を製造する工程において、製造条件が本発明の範囲を外れ、所定のミクロ組織の熱処理用鋼板が得られず、本熱処理後の特性が劣位となる比較例である。
　実験例５（熱処理用鋼板１Ｂ）及び実験例７３（熱処理用鋼板４６Ｂ）は、６５０℃から（Ａc3－４０）℃の温度域における平均加熱速度が遅く、熱処理用鋼板において、炭化物密度が不十分となり、高強度鋼板において、微細な島状硬質組織のアスペクト比が大きくなり、耐衝撃性が低下する例である。
　実験例２５（熱処理用鋼板１４Ｂ）及び実験例５０（熱処理用鋼板３０Ｂ）は、最高加熱温度が低く、熱処理用鋼板において、十分な量のラス組織が得られない例であり、高強度鋼板において、強度－成形性バランス及び耐衝撃性が低下する。
　実験例５７（熱処理用鋼板３５Ｂ）は、最高加熱温度が高く、熱処理用鋼板において、炭化物密度が不十分となる例である。このため、熱処理用鋼板において、過度にＣが固溶し、熱処理用鋼板の成形性が劣位となる。また、高強度鋼板において、微細な島状硬質組織のアスペクト比が大きくなり、耐衝撃性が低下する。
　実験例１５（熱処理用鋼板７Ｂ）及び実験例３３（熱処理用鋼板１９Ｂ）は、最高加熱温度での滞留時間が長く、熱処理用鋼板において、炭化物密度が不十分となる例である。このため、熱処理用鋼板において、過度にＣが固溶し、熱処理用鋼板の成形性が劣位となる。また、高強度鋼板において、微細な島状硬質組織のアスペクト比が大きくなり、耐衝撃性が低下する。
　実験例６３（熱処理用鋼板３９Ｂ）及び実験例６７（熱処理用鋼板４１Ｂ）は、７５０℃から４５０℃における冷却速度が遅く、熱処理用鋼板において、塊状フェライトの割合が高くなり、ラス状組織が得られないため、高強度鋼板における強度－成形性バランス及び耐衝撃性が低下する。
　実験例９８（熱処理用鋼板６８）は、熱処理用鋼板の冷間圧延率が大きい例であり、熱処理用鋼板においてラス状組織が崩れるため、高強度鋼板において、所定のミクロ組織が得られず、強度－成形性バランス及び耐衝撃性が低下する。
　表７～表９に示す実験例のうち、上記比較例に係る鋼板を除く鋼板は、本発明の熱処理用鋼板であり、本発明の所定の熱処理を施すことで、成形性及び耐衝撃特性に優れた高強度鋼板を得ることができる。
　実験例３、４、１７、３９、４５、４８、５５、６５、７９、及び、９４、９９～１０４は、本発明の熱処理用鋼板を本熱処理するにあたり、熱処理条件が本発明の範囲を外れる例であり、成形性及び耐衝撃特性に優れた高強度鋼板が得られない比較例である。
　実験例４及び実験例４８は、４５０℃から６５０℃の温度域における加熱速度が不足し、高強度鋼板において、微細な島状硬質組織のアスペクト比が大きくなり、耐衝撃性が低下する例である。
　実験例４５は、６５０℃から７５０℃の温度域における加熱速度が過大であり、高強度鋼板において、微細な島状硬質組織のアスペクト比が大きくなり、耐衝撃性が低下する例である。実験例１７及び実験例７９は、最高加熱温度が低く、多量の炭化物が溶け残り、高強度鋼板において、強度、成形性、及び／又は、耐衝撃特性が低下する例である。
　実験例５５は、最高加熱温度が高く、ラス状組織が完全に消失し、高強度鋼板において、強度－成形性バランス及び耐衝撃性が低下する例である。実験例３９及び実験例８０は、最高加熱温度における滞留時間が長く、ラス状組織が完全に消失し、高強度鋼板において、強度－成形性バランス及び耐衝撃性が低下する例である。
　実験例３及び実験例１０１は、７００℃から５５０℃の温度域における平均冷却速度が不足し、塊状フェライトが過剰に生成する例であり、高強度鋼板において、強度－成形性バランス及び耐衝撃性が低下する。
　実験例５１及び実験例１０２は、５５０℃から３００℃の温度域における滞留時間が長く、変態が過度に進行して、島状硬質組織が得られない例であり、高強度鋼板において、強度－成形性バランスが低下する。
　実験例９４、９９は式（Ｃ）低め外れであり、高強度鋼板において、微細な島状硬質組織の個数密度が不十分であり、耐衝撃性が低下する例である。
　実験例１００は式（Ｃ）高め外れであり、アスペクト比の小さい粗大な塊状の島状組織が発達し、高強度鋼板において、強度－成形性バランス及び耐衝撃性が低下する例である。
　実験例４、１０３は式（Ｂ）外れであり、等方的な微細島状組織が十分に得られず、高強度鋼板において、耐衝撃性が低下する例である。
　実験例１０４は式（４）外れであり、残留オーステナイトが得られず、高強度鋼板において、強度－成形性バランスが低下する例である。
　表１９～表２６７に示す実験例のうち、上記比較例に係る鋼板を除く鋼板は、本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板であり、本発明の製造条件によって、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板が得られることが解る。
　実験例４７（熱処理用鋼板２９）は、熱処理用鋼板を製造するにあたり、熱間圧延工程において式（２）を満たさなかったため、熱延鋼板を、一旦、Ａc3点以上まで加熱し、式（２）及び式（３）を満たす条件で、冷却及び焼戻処理をした後、表４～表６に示す熱処理を施すことで、本発明の熱処理用鋼板が得られる例であり、さらに、表１０～表１７に示す熱処理を施すことで、本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板が得られる。本実験例に限り、表２の式（２）、式（３）の欄には、熱間圧延後の加熱・冷却工程における結果を記載している。
　実験例１６、２１、２８、３２、５４は、鋼板を溶融亜鉛浴へ浸漬することで、本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる例である。実験例１６、２１は、５５０℃から３００℃の温度域における滞留処理が完了する直後に、亜鉛浴へ浸漬し、室温まで冷却する例である。
　一方、実験例２８及び実験例３２は、５５０℃から３００℃の温度域に滞留する間に亜鉛浴へ浸漬する例である。実験例３２は、表１０～表１７に示す熱処理を施した後、焼戻処理と同時に亜鉛浴へ浸漬する例である。
　実験例７、１２、２４、７２、及び、７８は、鋼板を溶融亜鉛浴へ浸漬した後に合金化処理を施すことで、本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度合金化亜鉛めっき鋼板が得られる例である。
　実験例１２、及び、２４は、５５０～３００℃の温度域における滞留処理が完了する直後、に亜鉛浴へ浸漬し、合金化処理を施した後に、室温まで冷却する例である。
　実験例７２は、５５０℃から３００℃の温度域に滞留する間に亜鉛浴へ浸漬した後、滞留処理が完了してから合金化処理を施し、室温まで冷却する例である。実験例７８は、５５０℃から３００℃の温度域に滞留する間に亜鉛浴へ浸漬した後、滞留処理が完了してから室温まで冷却し、焼戻処理及び合金化処理を同時に施す例である。実験例７は、表１０～表１７に示す熱処理を施した後、焼戻処理の直前に亜鉛浴へ浸漬し、焼戻処理及び合金化処理を同時に施す例である。
　実験例９、４２、及び、８２は、電気めっき処理により、本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた亜鉛めっき高強度鋼板が得られる例である。実験例４２、及び、８２は、表１０～表１７に示す熱処理を施した後、電気めっき処理を施す例である。実験例９は、表１０～表１７に示す熱処理を施した後、電気めっき処理を施し、さらに、表１０～表１７に示す焼戻処理を施す例である。
　前述したように、本発明によれば、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を提供することができる。本発明の高強度鋼板は、自動車の大幅な軽量化と、搭乗者の保護・安全の確保に好適な鋼板であるので、本発明は、鋼板製造産業及び自動車産業において利用可能性が高いものである。
　１　塊状フェライト
　２　粗大な島状硬質組織（アスペクト比：小）
　３　針状フェライト
　４　粗大な島状硬質領域（アスペクト比：大）
　５　微細な島状硬質領域（アスペクト比：小）

Claims (16)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０８０～０．５００％、
    Ｓｉ：２．５０％以下、
    Ｍｎ：０．５０～５．００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    Ｎ　：０．０１５０％以下、
    Ｏ　：０．００５０％以下、
    残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）を満たす鋼板において、
    　鋼板表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域のミクロ組織が、体積％で、
    　針状フェライト：２０％以上、
    　マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、及び、残留オーステナイトの１種又は２種以上からなる島状硬質組織：２０％以上
    を含み、
    　残留オーステナイト：２％以上、２５％以下であり、
    　塊状フェライト：２０％以下、
    　パーライト及び／又はセメンタイト：合計で５％以下
    に制限され、
    　前記島状硬質組織において、円相当径１．５μｍ以上の硬質領域のアスペクト比の平均が２．０以上であり、円相当径１．５μｍ未満の硬質領域のアスペクト比の平均が２．０未満であり、
    　前記円相当径１．５μｍ未満の硬質領域の単位面積当たり個数密度（以下単に「個数密度」ともいう。）の平均が１．０×１０１０個・ｍ－２以上であり、かつ、３つ以上の視野において、それぞれ５．０×１０－１０ｍ２以上の面積において島状硬質組織の個数密度を求めたときに、その最大個数密度と最小個数密度の比が２．５以下である
    ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
    ［Ｓｉ］＋０．３５［Ｍｎ］＋０．１５［Ａｌ］＋２．８０［Ｃｒ］
    　＋０．８４［Ｍｏ］＋０．５０［Ｎｂ］＋０．３０［Ｔｉ］
    　≧１．００　・・・（１）
    　　［元素］：元素の質量％
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．３００％以下、
    Ｎｂ：０．１００％以下、
    Ｖ　：１．００％以下
    の１種又は２種以上を含む
    ことを特徴とする請求項１に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：２．００％以下、
    Ｎｉ：２．００％以下、
    Ｃｕ：２．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｗ　：１．００％以下、
    Ｂ　：０．０１００％以下
    の１種又は２種以上を含む
    ことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
  4. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｓｎ：１．００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下
    の１種又は２種を含む
    ことを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
  5. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０１００％以下含む
    ことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
  6. 　前記高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有することを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
  7. 　前記亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層が合金化めっき層であることを特徴とする請求項６に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
  8. 　請求項１から請求項５のいずれか一項に記載の成分を含有する鋳片を１０８０℃以上、１３００℃以下に加熱した後、最高加熱温度から１０００℃までの温度領域における熱間圧延条件が式（Ａ）を満たし、更に圧延完了温度を９７５℃から８５０℃の区間とする熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
    　熱間圧延が完了してから６００℃までの冷却条件が、圧延完了温度から６００℃までの温度を１５等分した各温度域における変態進行度合いの総和を表す下記式（２）を満たし、かつ、６００℃に達した後、後述の中間熱処理を開始するまで２０℃毎に算出する温度履歴が、下記式（３）を満たす冷却工程と、
    　圧下率８０％以下の冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
    　（Ａc3－３０）℃から（Ａc3＋１００）℃の温度に、６５０℃から（Ａc3－４０）℃の温度域の平均加熱速度を３０℃／秒以上として加熱し、当該加熱温度から（最高加熱温度－１０）℃の温度域における滞留時間を１００秒以下に制限し、次いで、加熱温度から冷却するに際し、７５０℃から４５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却する中間熱処理工程と、を実施して得られる熱処理用鋼板に、
    　（Ａc1＋２５）℃からＡc3点の温度に、４５０℃から６５０℃における温度履歴を下記式（Ｂ）を満たす範囲とし、次いで、６５０℃から７５０℃における温度履歴を下記式（Ｃ）を満たす範囲として加熱し、
    　加熱温度に１５０秒以下保持し、
    　加熱保持温度から冷却するに際し、７００℃から５５０℃の温度域の平均冷却速度を１０℃／秒以上として、５５０℃から３００℃の温度域に冷却し、
    　５５０℃から３００℃の温度域における滞留時間を１０００秒以下とし、
    　さらに、５５０℃から３００℃の温度域における滞留条件が、下記式（４）を満たす本熱処理工程を実施する
    ことを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     ｎ:加熱炉から取出し後、1000℃に至るまでの圧延パス数
    ｈｉ：ｉパス後の仕上板厚［ｍｍ］
    Ｔｉ：ｉパス目の圧延温度［℃］
    ｔｉ：ｉパス目の圧延からｉ＋１パス目までの経過時間［秒］
    Ａ＝９．１１×１０７，Ｂ＝２．７２×１０４：定数
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
     　　ｔ（ｎ）：ｎ番目の温度域における滞留時間［秒］
    　　元素記号：元素の質量％
    　　Ｔｆ：熱間圧延完了温度［℃］
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
     　　Ｔn：ｎ－１回目の算出時点からｎ回目の算出時点に至るまでの平均鋼板温度［℃］
    　　ｔn：ｎ回目の算出時における炭化物の成長に関する実効総時間［時間］
    　　Δｔn：ｎ－１回目の算出時点からｎ回目の算出時点に至るまでの経過時間［時間］
    　　Ｃ：炭化物の成長速度に関するパラメータ（元素記号：元素の質量％）
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
     　　但し、各化学組成は添加量［質量％］を表す。
    Ｆ：定数、２．５７
    ｔｎ：（４４０＋１０ｎ）℃から（４５０＋１０ｎ）℃までの経過時間［秒］
    Ｋ：式（３）中辺の値
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
     Ｍ：定数　５．４７×１０１０
    Ｎ：式（Ｂ）左辺の値
    Ｐ：０．３８Ｓｉ＋０．６４Ｃｒ＋０．３４Ｍｏ
    　　但し、各化学組成は添加量［質量％］を表す。
    Ｑ：２．４３×１０４
    ｔｎ：（６４０＋１０ｎ）℃から（６５０＋１０ｎ）℃までの経過時間［秒］
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
     　Ｔ（ｎ）：滞留時間を１０等分したときのｎ番目の時間帯における鋼板の平均温度
    　Ｂｓ点（℃）＝６１１－３３［Ｍｎ］－１７［Ｃｒ］－１７［Ｎｉ］－２１［Ｍｏ］
    　　－１１［Ｓｉ］＋３０［Ａｌ］＋（２４［Ｃｒ］＋１５［Ｍｏ］
    　　＋５５００［Ｂ］＋２４０［Ｎｂ］）／（８［Ｃ］）
    　　［元素］：元素の質量％
    　Ｂｓ＜Ｔ（ｎ）のとき、（Ｂｓ－Ｔ（ｎ））＝０
    　ｔ：５５０～３００℃の温度域における滞留時間の合計［秒］
  9. 　前記本熱処理工程前の熱処理用鋼板に、圧下率１５％以下の冷間圧延を施すことを特徴とする請求項８に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  10. 　前記高強度鋼板を２００℃から６００℃に加熱して焼戻すことを特徴とする請求項８又は請求項９に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  11. 　前記高強度鋼板に、圧下率２．０％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする請求項８から請求項１０のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  12. 　請求項６に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
    　請求項８から請求項１０のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法で製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
    ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  13. 　請求項６に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
    　請求項８から請求項１１のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法において５５０℃から３００℃の温度域に滞留する鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
    ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  14. 　請求項６に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
    　請求項８から請求項１１のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法で製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
    ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  15. 　請求項６に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
    　請求項８から請求項１０のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法で製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
    ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  16. 　請求項７に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
    　前記亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を４００℃から００℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
    ことを特徴とする請求項１３から請求項１５のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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