WO2024252889A1 - 高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材 - Google Patents

高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材 Download PDF

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • This disclosure relates to high-strength steel sheets, high-strength plated steel sheets, their manufacturing methods, and components that are optimal for automotive reinforcing parts and frame structural parts.
  • Patent Document 1 provides a high-strength steel sheet with a tensile strength of 980 MPa or more that is excellent in stretch flangeability, bendability, and LME resistance, and that can be used to manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • the high-strength steel plate described in Patent Document 1 satisfies all of the requirements for stretch flangeability, bendability, and LME resistance, and makes it possible to manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • the high-strength steel plate described in Patent Document 1 has a TS of 980 MPa, leaving room for further improvement in strength.
  • the objective is to obtain a high-strength steel plate of 1180 MPa or more that has excellent stretch flangeability, bendability, and inter-steel plate cracking resistance in the HAZ of spot welds, and that can be used to manufacture parts with high dimensional accuracy, and to provide an advantageous method for manufacturing the high-strength steel plate.
  • YR yield ratio
  • ⁇ hole expansion ratio
  • a bending test is performed using the V-block method with a bending angle of 90 degrees, and five samples are bent at an R where R/t, the value of the bending radius (R) divided by the plate thickness (t), is approximately 4.5, i.e., 4.3 to 4.7.
  • R/t the value of the bending radius (R) divided by the plate thickness (t)
  • t the plate thickness
  • the cross section of the weld described in the examples was observed with an optical microscope (200x), and the inter-steel-plate cracking resistance of the spot weld HAZ was evaluated according to the following criteria: If it was A or B, it was judged that the spot weld HAZ had excellent inter-steel-plate cracking resistance; if it was C, it was judged that the spot weld HAZ had poor inter-steel-plate cracking resistance. A: No cracks longer than 0.1 mm were observed with a hold time of 0.16 seconds.
  • a crack having a length of 0.1 mm or more is observed with a hold time of 0.16 seconds, but no crack having a length of 0.1 mm or more is observed with a hold time of 0.20 seconds.
  • C A crack having a length of 0.1 mm or more is observed with a hold time of 0.20 seconds.
  • the hold time refers to the time from when the welding current stops flowing to when the electrode starts to be released.
  • a high-strength steel plate having a steel structure in which, at a 1/4 position in the plate thickness, an area ratio of martensite is 60% or more and 99% or less, and an area ratio of ferrite and/or a
  • the composition further includes, in mass%, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Ni: 1.00% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% or less, Bi: 0.200% or less,
  • a steel slab having the composition according to [1] or [2] is prepared, and the steel slab is cooled at an average cooling rate of 50°C/hr to 500°C/hr in a temperature range of 700°C to 1000°C.
  • the steel slab is then heated at an average heating rate of 25°C/min or less in a temperature range of 900°C to 1150°C to a slab heating temperature of 1150°C or more, with a residence time from 1100°C to the slab heating temperature being 20 minutes or more, and then the steel slab is subjected to a rough rolling delivery temperature of 1100°C or more and a finish rolling.
  • a method for producing a high-strength steel sheet comprising the steps of: hot rolling at an entry temperature of 1050°C or more to obtain a hot-rolled sheet; pickling the hot-rolled sheet to obtain a pickled sheet; cold rolling the pickled sheet to obtain a cold-rolled sheet with a cumulative rolling reduction of 20% to 95% and a sheet passing speed of 50 mpm or more in a final pass of cold rolling; annealing the cold-rolled sheet to a heating temperature of 780°C or more; and first cooling the cold-rolled sheet under conditions of an average cooling rate of 0.5°C/s to 50°C/s in a temperature range from the heating temperature to 650°C.
  • the temperature is further reduced to 250°C or less, and then the cold-rolled sheet is reheated to a reheating temperature of (the cooling stop temperature + 50°C) or more and 450°C or less and kept at the reheating temperature for 5s or more.
  • a reheating temperature of (the cooling stop temperature + 50°C) or more and 450°C or less and kept at the reheating temperature for 5s or more.
  • This disclosure makes it possible to provide high-strength steel plates and components of 1180 MPa or more that have excellent stretch flangeability, bendability, and inter-steel cracking resistance in the HAZ of spot welds, and that can be used to manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • % representing the content of the component elements of the steel plate means “mass %” unless otherwise specified.
  • a numerical range expressed using “ ⁇ ” means a range that includes the numerical values written before and after " ⁇ " as the lower and upper limits.
  • C is one of the important basic components of steel, and in the present disclosure, it is an important element that affects the area ratio of martensite and ferrite, and the volume ratio of retained austenite. If the ratio is less than 0.030%, the area ratio of martensite decreases and the area ratio of ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. Also, it becomes difficult to achieve a desired YR. On the other hand, when the C content exceeds 0.500%, the volume fraction of retained austenite increases, and ⁇ and bendability decrease. Therefore, the C content is set to 0.030% or more and 0.500% or less.
  • the C content is preferably 0.080% or more.
  • the C content is preferably 0.400% or less.
  • the C content is more preferably 0.110%.
  • the C content is more preferably 0.350% or less.
  • Si is one of the important basic components of steel, and in particular, in the present disclosure, Si is an element that suppresses the formation of carbides during annealing and promotes the formation of retained austenite, thereby affecting the volume fraction of retained austenite. If the Si content is less than 0.01%, the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite will decrease, making it difficult to achieve a desired YR. If the Si content exceeds 50%, the volume fraction of retained austenite increases, making it difficult to achieve a desired YR. Therefore, the Si content is set to 0.01% or more and 2.50% or less. The Si content is preferably 0.20% or more. The Si content is preferably 2.00% or less. The Si content is more preferably 0.25% or more. The content is more preferably 1.50% or less.
  • Mn is one of the important basic components of steel, and in the present disclosure, it is an important element that affects the area ratio of martensite and ferrite, and the volume ratio of retained austenite. If it is less than 10%, the area ratio of martensite decreases and the area ratio of ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. Also, it becomes difficult to achieve a desired YR. On the other hand, if the Mn content exceeds 5.00%, the area ratio of martensite increases, and the desired area ratio of ferrite and/or volume ratio of retained austenite cannot be obtained, and the desired YR cannot be realized. In addition, the ⁇ and bendability are reduced.
  • the Mn content is set to 0.10% or more and 5.00% or less.
  • the Mn content is preferably 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 4.00% or less.
  • the Mn content is more preferably 2.00% or more.
  • the Mn content is more preferably 3.50% or less. Let us assume that.
  • P 0.100% or less
  • P is excessive, it segregates at the prior austenite grain boundaries, embrittling the grain boundaries and reducing the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing ⁇ and bendability. Therefore, the P content is set to 0.100 % or less.
  • P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably set to 0.001% or more.
  • the P content is preferably set to 0.070% or less. .
  • S 0.0200% or less
  • S exists as sulfide and increases the number density of precipitates with a size of 2 ⁇ m or more, which reduces ⁇ and bendability. Therefore, the S content must be 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0001% or more. Therefore, the S content is 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0001% or more, and 0.0050% or less.
  • Al 0.100% or less
  • the Al content is set to 0.100%.
  • the Al content is set to 0.001% or less because it suppresses the formation of carbides during continuous annealing and promotes the formation of retained austenite. Therefore, the Al content is set to 0.100% or less.
  • the Al content is preferably set to 0.001% or more.
  • the Al content is preferably set to 0.050% or less. do.
  • N 0.0100% or less
  • N exists as a nitride and increases the number density of precipitates with a size of 2 ⁇ m or more, which reduces ⁇ and bendability. Therefore, the N content must be 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0005% or more. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0005% or more, and 0.0050% or less.
  • O exists as an oxide and increases the number density of precipitates with a size of 2 ⁇ m or more, which reduces ⁇ and bendability. Therefore, the O content must be 0.0100% or less. Although there is no particular lower limit for the O content, due to restrictions in production technology, the O content is preferably 0.0001% or more. Therefore, the O content is preferably 0.0100% or less. The O content is preferably 0.0001% or more, and 0.0050% or less.
  • the Ti content is set to 0.002% or more and 0.200% or less, and preferably, the Ti content is set to 0.006% or more.
  • the Ti content is preferably 0.100% or less, and more preferably 0.010% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.050% or less.
  • Effective Ti mole fraction (x Ti,eff ) x Ti ⁇ x N ⁇ x S (1)
  • x Ti , x N and x S represent the content (molar fraction) of each element in the steel sheet.
  • the effective Ti molar fraction is set to 0.001% or more.
  • the effective Ti molar fraction is set to 0.040 or less, since the amount of carbides, nitrides, or carbonitrides increases and it becomes difficult to achieve the desired YR. Therefore, the effective Ti molar fraction is set to 0.001% or more.
  • the effective Ti molar fraction is preferably set to 0.002% or more.
  • the effective Ti molar fraction is preferably set to 0.040% or less.
  • B increases the boron atom concentration in the prior austenite grain boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more, and can realize good inter-steel plate cracking resistance properties of the spot weld HAZ.
  • the content must be 0.0002% or more.
  • the B content is set to 0.0002% or more and 0.0100% or less.
  • the B content is preferably set to 0.0004% or more.
  • the B content is preferably set to 0.0080% or less. % or less.
  • the B content is more preferably 0.0005% or more.
  • the B content is more preferably 0.0050% or less.
  • the high-strength steel plate according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above elements with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the high-strength steel plate according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above elements with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include Zn, Pb, and As. These impurities are permissible to be contained as long as their total content is 0.100% or less.
  • composition of the high-strength steel plate disclosed herein may further contain, by mass%, at least one element selected from Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% or less, and Bi: 0.200% or less, either alone or in combination.
  • V generates a large amount of coarse precipitates and inclusions, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, so that if the V content exceeds 0.200%, ⁇ and bendability are reduced.
  • the V content is set to 0.200% or less.
  • the lower limit of the V content is not particularly specified, by setting the V content to 0.001% or more, the V content can be reduced during hot rolling or continuous annealing.
  • the V content is set to 0.001% or more. Therefore, when V is added, the V content is set to 0.200% or less.
  • the V content is preferably set to 0.001% or more.
  • the V content is preferably set to 0.100%. The following applies.
  • Ta and W 0.10% or less
  • the contents of Ta and W are each set to 0.10% or less.
  • the lower limits of the contents of Ta and W are not particularly specified, but fine carbides, nitrides, or carbonitrides may be generated during hot rolling or continuous annealing. Since Ta and W increase the strength of the steel sheet by forming a complex, the Ta and W contents are preferably 0.01% or more.
  • the Ta and W contents are each preferably 0.01% or more, and 0.08% or less.
  • Cr 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less
  • the content of Mo and Ni is set to 1.00% or less.
  • the lower limit of the content of Cr, Mo and Ni is not particularly specified, but since these elements improve hardenability, Cr, Mo and Ni are set to 1.00% or less.
  • the content of Cr, Mo and Ni is preferably 0.01% or more. Therefore, when added, the content of Cr, Mo and Ni is preferably 1.00% or less.
  • Content of Cr, Mo and Ni The content of Cr, Mo and Ni is preferably 0.01% or more.
  • the content of Cr, Mo and Ni is preferably 0.80% or less.
  • Co 0.010% or less
  • the lower limit of the Co content is not particularly specified, but since Co is an element that improves hardenability, the Co content should be 0.001% or more. Therefore, when Co is added, the Co content is set to 0.010% or less.
  • the Co content is preferably set to 0.001% or more.
  • the Co content is preferably set to 0.008% or less. Let us assume that.
  • Cu 1.00% or less
  • the lower limit of the Cu content is not particularly specified, but since Cu is an element that improves hardenability, the Cu content should be 0.01% or more. Therefore, when Cu is added, the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably set to 0.01% or more.
  • the Cu content is preferably set to 0.80% or less. % or less.
  • Sn content is set to 0.200% or less. Although there is no particular lower limit for the Sn content, since Sn is an element that improves hardenability, the Sn content is set to 0.001% or less. Therefore, when Sn is added, the Sn content is set to 0.200% or less. The Sn content is preferably set to 0.001% or more. The Sn content is preferably The content shall be 0.100% or less.
  • Sb 0.200% or less If the Sb content exceeds 0.200%, the amount of coarse precipitates and inclusions increases, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing ⁇ and bendability.
  • the lower limit of the Sb content is not particularly specified, but since Sb is an element that controls the softened surface thickness and enables strength adjustment, the Sb content is set to 0. It is preferable that the Sb content is 0.001% or more. Therefore, when Sb is added, the Sb content is 0.200% or less.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more. , and preferably 0.100% or less.
  • Ca, Mg and REM 0.0100% or less
  • the contents of Ca, Mg and REM are each set to 0.0100% or less.
  • the lower limits of the contents of Ca, Mg and REM are not particularly specified, but these elements are effective in making the shape of nitrides and sulfides spheroidal. Since these elements improve the ultimate deformability of the steel sheet, the contents of Ca, Mg and REM are preferably 0.0005% or more.
  • the contents of Ca, Mg and REM are each set to 0.0100% or less.
  • the contents of Ca, Mg and REM are each set to 0.0005% or more.
  • the contents of Ca, Mg and REM are each set to 0.0050% or less.
  • REM rare earth elements
  • REM is a collective term for 15 elements ranging from Sc, Y, and lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71.
  • the REM content here refers to the total amount of these elements. The total content of the element.
  • Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less If the content of Zr and Te exceeds 0.100%, the amount of coarse precipitates and inclusions increases, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing ⁇ and bendability.
  • the content of each element must be 0.100% or less.
  • the lower limits of the contents of Zr and Te are not particularly specified, but they are used to make the shape of nitrides and sulfides spheroidal and improve the ultimate deformability of the steel sheet. Since Zr and Te are elements, it is preferable that the content of each of Zr and Te is 0.001% or more. Therefore, when added, the content of Zr and Te is 0.100% or less.
  • the content of each of Zr and Te is preferably 0.001% or more, and the content of each of Zr and Te is preferably 0.080% or less.
  • Bi 0.200% or less
  • the lower limit of the Bi content is not particularly specified, but since Bi is an element that reduces segregation, the Bi content is preferably 0.001% or more. Therefore, when Bi is added, the Bi content is set to 0.200% or less. The Bi content is preferably set to 0.001% or more. The Bi content is preferably set to 0.100% or less. do.
  • Nb, V, Ta, W, B, Cr, Mo, Ni, Co, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg, REM, Zr, Te, Hf and Bi do not impair the effects of the present invention when their respective contents are below the preferred lower limit values. Therefore, they are considered to be included as unavoidable impurities.
  • the area ratio of martensite is 60% or more and 99% or less. If the area ratio of martensite is less than 60%, the area ratio of ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. It also makes it difficult to achieve a desired YR. On the other hand, if the area ratio of martensite exceeds 99%, ferrite and/or retained austenite effective for controlling the YR does not exist in the steel structure, making it difficult to achieve a desired YR. Therefore, the area ratio of martensite is 60% or more and 99% or less. The area ratio of martensite is preferably 65% or more. The area ratio of martensite is preferably 98% or less. The area ratio of martensite is more preferably 67% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably 97% or less.
  • the martensite includes tempered martensite and bainite.
  • the observation position of the area ratio of martensite is set at 1/4 of the sheet thickness of the steel sheet, as described later.
  • Total of area ratio of ferrite and/or volume ratio of retained austenite is more than 0% and not more than 40%.
  • the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite is 0%, the steel structure becomes a martensite single phase structure, so that it is difficult to realize the desired YR.
  • the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite exceeds 40%, the area ratio of martensite decreases, so that it is difficult to realize a TS of 1180 MPa or more. It is also difficult to realize the desired YR. Therefore, the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite is more than 0% and 40% or less.
  • the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite is preferably 1% or more.
  • the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite is preferably 38% or less.
  • the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite is more preferably 2% or more.
  • the total area ratio of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite is preferably 35% or less.
  • the ferrite referred to here includes bainitic ferrite.
  • the observation position for the area ratio of ferrite and the volume ratio of retained austenite is set at a position corresponding to 1 ⁇ 4 of the sheet thickness of the steel sheet, as described later.
  • the method for measuring the area ratio of martensite (quenched martensite, tempered martensite, and bainite) and ferrite (including bainitic ferrite) is as follows.
  • ferrite including bainitic ferrite
  • tempered martensite and bainite are structures that contain fine carbides in the recessed portions.
  • quenched martensite is a structure that has convex portions and fine irregularities inside the structure, and they are distinguishable from each other. Note that tempered martensite, tempered martensite, and bainite do not need to be distinguishable from each other, since the total area ratio is calculated as the area ratio of martensite.
  • the method for measuring the volume fraction of retained austenite is as follows:
  • the steel plate is polished by chemical polishing for a further 0.1 mm so that the observation surface is located 1/4 of the plate thickness from the surface (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface).
  • an X-ray diffraction device is used with a Co K ⁇ source to measure the integrated reflection intensities of the (200), (220), and (311) surfaces of fcc iron (austenite) and the (200), (211), and (220) surfaces of bcc iron.
  • the volume fraction of austenite is calculated from the intensity ratio of the integrated reflection intensity from each surface of fcc iron (austenite) to the integrated reflection intensity from each surface of bcc iron, and this is taken as the volume fraction of retained austenite.
  • the boron atom concentration in the prior austenite grain boundary with an orientation difference of 15 degrees or more needs to be 0.3 at% or more.
  • the boron atom concentration in the prior austenite grain boundary with an orientation difference of 15 degrees or more exceeds 6.0 at%, the number density of precipitates with a size of 2 ⁇ m or more increases, so that ⁇ and bendability decrease. Therefore, the boron atom concentration in the prior austenite grain boundary with an orientation difference of 15 degrees or more is 0.3 at% or more and 6.0 at% or less.
  • the boron atom concentration in the prior austenite grain boundary with an orientation difference of 15 degrees or more is preferably 0.4 at% or more.
  • the boron atom concentration in the prior austenite grain boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more is preferably 5.0 at% or less.
  • the boron atom concentration in the prior austenite grain boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more is more preferably 0.5 at% or more.
  • the boron atom concentration in the prior austenite grain boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more is preferably 4.0 at% or less.
  • the boron atom concentration in the prior austenite grain boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more is further preferably 0.6 at% or more.
  • the boron atom concentration in the prior austenite grain boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more is further preferably 3.0 at% or less.
  • the method for measuring the boron atom concentration in prior austenite grain boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more is as follows.
  • the observation surface After cutting out the specimen so that the thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate is the observation surface, the observation surface is mirror-polished using diamond paste, and then etched with 3 vol. % nital to reveal the structure.
  • the observation position is set at 1/4 of the steel plate's thickness, and the prior gamma grain boundaries are observed in multiple fields of view at a magnification of 3000 to 5000 times.
  • the crystal orientation is measured for each field of view using an FE-SEM/EBSD (JSM7100F: manufactured by JEOL Ltd., OIM: manufactured by TSL Co., Ltd.).
  • the EBSD measurement is performed under sufficient measurement conditions (measurement field of view: 28 ⁇ m (rolling direction) x 30 ⁇ m (plate thickness direction), measurement point interval: 40 nm) to evaluate the martensite substructure by crystal orientation.
  • the obtained EBSD observation results are reconstructed using the Nishiyama-Wasserman relationship in the Parent Grain Reconstruction function of the OIM Analysis v8.6 software.
  • the orientation of martensite is converted to the orientation of austenite, and prior austenite grain boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more are identified by drawing boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more on the obtained IPF (Inverse Pole Figure) image of the austenite.
  • needle-shaped samples are prepared using a FIB (Focused Ion Beam) for prior austenite grain boundaries that have been determined to have an orientation difference of 15 degrees or more.
  • the boron atom concentration is analyzed using a three-dimensional atom probe (EIKOS-UV: manufactured by CAMECA).
  • the 3D atom probe is in Laser mode, and the measurement conditions are a purse energy of 7 nJ. From the results obtained, the maximum value of the boron atom concentration at the prior austenite grain boundary is calculated, and this is taken as the boron atom concentration at the prior austenite grain boundary with an orientation difference of 15 degrees or more.
  • the lower limit of the number density of precipitates with a size of 2 ⁇ m or more is not particularly limited, but the lower the number density of precipitates with a size of 2 ⁇ m or more, the more preferable it is, and even if it is 0 pieces/mm 2 , the effect of the present disclosure can be obtained. Therefore, the number density of precipitates with a size of 2 ⁇ m or more is 150 pieces/mm 2 or less.
  • the number density of precipitates with a size of 2 ⁇ m or more is preferably 0 pieces/mm 2 or more.
  • the number density of precipitates with a size of 2 ⁇ m or more is preferably 100 pieces/mm 2 or less.
  • the precipitates having a size of 2 ⁇ m or more are coarse inclusions formed as a result of the composite precipitation of sulfides, nitrides, oxides, borides, etc.
  • the method for measuring the number density of precipitates with a size of 2 ⁇ m or more is as follows.
  • the steel structure according to the present disclosure may contain the following structures in addition to the above-mentioned martensite (quenched martensite, tempered martensite, bainite), ferrite (including bainitic ferrite), and retained austenite.
  • the effects of the present disclosure are not impaired even if pearlite, cementite, metastable carbides, and other carbides known as structures of steel sheets are contained within an area ratio of 5% or less.
  • Metastable carbides include epsilon ( ⁇ ) carbides, eta ( ⁇ ) carbides, chi ( ⁇ ) carbides, and the like.
  • High-strength steel plate The chemical composition and steel structure of the high strength steel plate are as described above.
  • the plate thickness of the high strength steel plate is not particularly limited, but is usually 0.3 mm or more and 2.8 mm or less.
  • the high-strength plated steel sheet of the present disclosure is a high-strength plated steel sheet having a plating layer on at least one side of the high-strength steel sheet of the present disclosure.
  • the type of plating layer is not particularly limited, and may be, for example, either a hot-dip plating layer or an electroplating layer.
  • the plating layer may also be an alloyed plating layer.
  • the plating layer is preferably a zinc plating layer.
  • the zinc plating layer may contain Al and Mg. Hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating (Zn-Al-Mg plating layer) is also preferred.
  • the Al content is 1 mass% or more and 22 mass% or less
  • the Mg content is 0.1 mass% or more and 10 mass% or less
  • the balance is Zn.
  • the plating metal is not particularly limited, and may be Al plating or the like in addition to the above-mentioned Zn plating.
  • the composition of the plating layer is not particularly limited, and may be any common one.
  • a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer it generally contains Fe: 20 mass% or less, and Al: 0.001 mass% or more and 1.0 mass% or less.
  • it contains one or more selected from Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM in a total amount of 0 mass% or more and 3.5 mass% or less, with the balance being Zn and unavoidable impurities.
  • a hot-dip galvanized layer with a plating coating weight of 20 to 80 g/m 2 per side, and an alloyed hot-dip galvanized layer further alloyed therewith.
  • the Fe content in the plating layer is less than 7 mass%, and when the plating layer is an alloyed hot-dip galvanized layer, the Fe content in the plating layer may be 7 to 20 mass%.
  • a steel material having the above-mentioned composition is melted to produce a steel slab.
  • the method for melting the steel material is not particularly limited, and any known melting method such as a converter or electric furnace is suitable.
  • the steel slab (slab) is preferably produced by a continuous casting method to prevent macrosegregation, but it can also be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method.
  • the steel slab is manufactured, it is cooled in the cooling process at an average cooling rate of 50°C/hr to 500°C/hr in the temperature range of 700°C to 1000°C.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700° C. to 1000° C. is an extremely important invention constituent element.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700°C to 1000°C is set to 50°C/hr or more.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700°C to 1000°C exceeds 500°C/hr, the boron atom concentration in the prior austenite grain boundary with an orientation difference of 15 degrees or more decreases, so that good inter-steel plate cracking resistance properties of the spot weld HAZ cannot be realized. Therefore, the average cooling rate in the temperature range of 700°C to 1000°C is set to 50°C/hr to 500°C/hr.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700°C to 1000°C is preferably set to 100°C/hr or more.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700° C. or more and 1000° C. or less is preferably 450° C./hr or less.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700° C. or more and 1000° C. or less is more preferably 150° C./hr or more.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700° C. or more and 1000° C. or less is more preferably 400° C./hr or less.
  • the temperature of the steel slab here refers to the temperature of the surface of the steel slab.
  • the steel slab can be cooled to room temperature and then reheated as in the conventional method, but an energy-saving process such as direct rolling can also be applied.
  • Direct rolling is a process in which the hot slab is loaded into the heating furnace without being cooled to room temperature.
  • the steel slab is heated at an average heating rate of 25°C/min or less in the temperature range of 900°C or more and 1150°C or less, with the slab heating temperature being 1150°C or more, and the residence time from 1100°C to the slab heating temperature being 20 minutes or more.
  • the lower limit of the average heating rate of the slab in the temperature range of 900°C to 1150°C is not particularly specified, but it is preferable to set it to 5°C/min or more in order to suitably prevent an increase in the surface softening thickness after annealing and to bring TS into a more suitable range. Therefore, the average heating rate of the slab in the temperature range of 900°C to 1150°C is set to 25°C/min or less.
  • the average heating rate of the slab in the temperature range of 900°C to 1150°C is preferably set to 5°C/min or more.
  • the average heating rate of the slab is preferably 15° C./min or less in the temperature range of 900° C. to 1150° C.
  • the slab heating temperature refers to the temperature of the surface of the steel slab during heating.
  • slab heating temperature 1150°C or higher
  • this is an extremely important invention constituent element.
  • the slab heating temperature is set to 1150°C or more.
  • the upper limit of the slab reheating temperature is not particularly specified, but it is preferable to set it to 1300°C or less in order to suitably prevent an increase in the softened thickness of the surface layer after annealing and to bring TS within a more suitable range.
  • the slab heating temperature is set to 1150°C or more.
  • the slab heating temperature is preferably set to 1180°C or more.
  • the slab heating temperature is preferably set to 1300°C or less. Note that the slab heating temperature is the temperature of the surface of the steel slab during slab heating.
  • the upper limit of the residence time from 1100°C to the slab heating temperature is not particularly specified, but it is preferable to set it to 100 minutes or less in order to suitably prevent an increase in the softened thickness of the surface layer after annealing and to make TS within a more suitable range. Therefore, the residence time from 1100°C to the slab heating temperature is set to 20 minutes or more. The residence time from 1100°C to the slab heating temperature is preferably 30 minutes or more. The residence time from 1100°C to the slab heating temperature is preferably 100 minutes or less.
  • the slab heating temperature is the temperature of the surface of the steel slab during slab heating.
  • the slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions, but if the slab heating temperature is low, it is preferable to heat the sheet bar using a bar heater or the like before finish rolling in order to prevent problems during hot rolling.
  • the rough rolling exit temperature is set to 1100° C. or higher.
  • the upper limit of the rough rolling exit temperature is not particularly specified, but the annealing
  • the rough rolling exit temperature is set to 1100° C. or more.
  • the temperature on the rough rolling exit side is preferably 1110° C. or higher.
  • the temperature on the rough rolling exit side is preferably 1200° C. or lower.
  • the finish rolling entry temperature is set to 1050°C or more.
  • the upper limit of the finish rolling entry temperature is not particularly specified, but it is preferable to set it to 1150°C or less in order to suitably prevent an increase in the surface layer softening thickness after annealing and to set TS within a more suitable range. Therefore, the finish rolling entry temperature is set to 1050°C or more.
  • the finish rolling entry temperature is preferably set to 1100°C or more.
  • the finish rolling entry temperature is preferably set to 1150°C or less.
  • Finish rolling is preferably performed at a finish rolling delivery temperature of the Ar3 transformation point or higher, since the rolling load increases, the reduction rate in the unrecrystallized state of austenite increases, and abnormal structures elongated in the rolling direction develop, which may result in a decrease in the workability of the annealed sheet.
  • the coiling temperature after hot rolling is preferably 300°C or higher and 700°C or lower in order to improve the workability after annealing.
  • the Ar3 transformation point temperature is calculated by the following formula.
  • Ar 3 transformation point (°C) 868-396 ⁇ [%C]+24.6 ⁇ [%Si]-68.1 ⁇ [%Mn]-36.1 ⁇ [%Ni]-20.7 ⁇ [%Cu]-24.8 ⁇ [%Cr]
  • the symbol [% element] indicates the content (mass %) of the corresponding element in the above composition, and is set to 0 when the corresponding element is not contained.
  • the rough rolled sheets may be joined together during hot rolling and continuously finished rolling may be performed.
  • the rough rolled sheets may also be wound up once.
  • some or all of the finish rolling may be performed as lubricated rolling.
  • Performing lubricated rolling is also effective from the viewpoint of uniformity of the steel sheet shape and material quality.
  • the friction coefficient during lubricated rolling is preferably 0.10 or more and 0.25 or less.
  • the hot-rolled steel sheet produced in this manner is then pickled.
  • Pickling is capable of removing oxides from the steel sheet surface, and is therefore important for ensuring good chemical conversion treatability and plating quality in the final high-strength steel sheet product. Pickling may be performed once or multiple times.
  • the hot-rolled sheet after pickling or the hot-rolled sheet (hot-rolled annealed sheet) that has been optionally heat-treated after pickling, is cold-rolled to produce a cold-rolled sheet. Since strain is introduced uniformly and efficiently and a uniform structure is obtained, it is preferable to perform cold rolling by multi-pass rolling that requires two or more passes, such as tandem multi-stand rolling or reverse rolling.
  • the cumulative reduction rate of the cold rolling is 20% or more and 95% or less, and that the plate threading speed of the final pass of cold rolling is 50 mpm or more.
  • the area ratio of ferrite can be reduced, that is, the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite can be set to 40% or less.
  • the cumulative reduction rate of cold rolling is set to 20% or more.
  • the cumulative reduction rate of cold rolling exceeds 95%, the grain size of austenite generated during annealing becomes fine, and the amount of retained austenite in the annealed sheet increases. In other words, the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite increases, so that the desired YR cannot be realized.
  • the cumulative reduction rate of cold rolling is set to 20% or more and 95% or less.
  • the cumulative reduction rate of cold rolling is preferably set to 25% or more.
  • the cumulative reduction rate of cold rolling is preferably set to 90%.
  • the cumulative reduction rate of cold rolling is more preferably set to 27% or more.
  • the cumulative reduction rate of cold rolling is more preferably set to 70% or less.
  • the upper limit of the sheet passing speed in the final pass of cold rolling is not particularly specified, but due to constraints on production technology, it is preferable that it is 300 mpm or less. Therefore, the sheet passing speed in the final pass of cold rolling is set to 50 mpm or more. The sheet passing speed in the final pass of cold rolling is preferably 70 mpm or more. The sheet passing speed in the final pass of cold rolling is preferably 300 mpm or less.
  • the cold-rolled sheet obtained as described above is then subjected to an annealing process.
  • the annealing conditions are as follows:
  • Heating temperature 780°C or higher
  • the annealing process will be performed in the two-phase region of ferrite and austenite, and since a large amount of ferrite will be contained after annealing, it will be impossible to achieve a TS of 1180 MPa or more, and the desired YR will not be achieved.
  • the boron atom concentration in the prior austenite grain boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more decreases, it becomes difficult to realize good inter-steel plate cracking resistance in the HAZ of the spot weld. Since the number density of precipitates having a thickness of 2 ⁇ m or more increases, it is not possible to improve ⁇ and bendability.
  • the heating temperature is set to 780° C. or higher. There is no particular upper limit for the heating temperature, but the heating temperature If the heating temperature is increased, the thickness of the softened surface layer after annealing increases, TS decreases, the prior austenite grain size becomes coarse, and YR decreases. Therefore, the heating temperature is preferably 1050° C. or less.
  • the temperature is 780° C. or higher.
  • the temperature is 800° C. or higher.
  • the temperature is 1050° C. or lower. More preferably, the temperature is 820° C. or higher. More preferably, the heating temperature is set to 1000° C. or less. The heating temperature is measured based on the temperature of the surface of the steel sheet.
  • the residence time at 780°C or more is 10 seconds or more.
  • the residence time between 780°C or more and the heating temperature is more preferably 20 seconds or more.
  • the residence time at 780°C or more is more preferably 600 seconds or less.
  • the residence time at 780°C or more is even more preferably 25 seconds or more.
  • the residence time at 780°C or more is even more preferably 300 seconds or less.
  • the cold-rolled sheet is cooled (referred to as a cooling process of the cold-rolled sheet).
  • the cooling conditions are as follows.
  • Average cooling rate in the temperature range from the heating temperature to 650° C. 0.5° C./s or more and 50° C./s or less (first cooling)
  • first cooling 0.5° C./s or more and 50° C./s or less
  • the average cooling rate in the temperature range from the heating temperature to 650°C is set to 0.5°C/s or more and 50°C/s or less.
  • the average cooling rate in the temperature range from the heating temperature to 650°C is preferably 1°C/s or more.
  • the average cooling rate in the temperature range from the heating temperature to 650°C is preferably 40°C/s or less.
  • the average cooling rate in the temperature range from the heating temperature to 650° C. is more preferably 3° C./s or more.
  • the average cooling rate in the temperature range from the heating temperature to 650° C. is more preferably 35° C./s or less.
  • the obtained cold-rolled sheet is preferably further cooled (second cooling).
  • second cooling After the first cooling, the obtained cold-rolled sheet is preferably further cooled (second cooling).
  • the cooling stop temperature is not particularly limited and may be room temperature.
  • the average cooling rate at 650 ° C. or less is preferably 5 ° C./s or more and 30 ° C./s or less, unless otherwise specified below.
  • the high-strength steel sheet may be cooled once and the steel sheet temperature may be increased again.
  • Average cooling rate in the temperature range of 250° C. to 400° C. 1.0° C./s or more (preferred conditions)
  • the average cooling rate in the temperature range of 250°C to 400°C is 1.0°C/s or more, the amount of bainitic ferrite contained after annealing can be further reduced, and the YR, ⁇ , and bendability can be further improved.
  • the average cooling rate in the temperature range of 250°C to 400°C is preferably 1.0°C/s or more, more preferably 2.0°C/s or more, and even more preferably 3.0°C/s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate in the temperature range of 250°C to 400°C is not particularly specified, but due to production technology constraints, it is preferably 100.0°C/s or less, and more preferably 80.0°C/s or less.
  • the average cooling rate is the value in the temperature range of the cooling stop temperature to 400°C. The average cooling rate is measured based on the temperature of the steel sheet surface.
  • gas jet cooling, mist cooling, water cooling, air cooling, etc. can be used as cooling methods in the temperature range of 250°C to 400°C.
  • Heat retention temperature in cooling process 100° C. or higher and 450° C. or lower (preferred conditions)]
  • the high-strength steel plate is kept at a high temperature, and the YR, ⁇ , and bendability can be kept within a more suitable range.
  • the area ratio of bainitic ferrite can be further reduced, and TS can be further improved.
  • the heat keeping temperature in the second cooling step is more preferably 150°C or more, and even more preferably 200°C or more.
  • the heat keeping temperature in the second cooling step is more preferably 400°C or less, and even more preferably 350°C or less.
  • the heat keeping temperature is based on the surface temperature of the steel plate.
  • the heat retention time at the heat retention temperature is preferably 5 seconds or more, more preferably 10 seconds or more, and even more preferably 15 seconds or more.
  • the heat retention time in order to keep the TS within a more suitable range, it is preferably 500 seconds or less, and more preferably 250 seconds or less.
  • the cooling stop temperature is preferably 250°C or less, more preferably 200°C or less. If the cooling stop temperature is 250°C or less, it is possible to prevent a large amount of retained austenite from being generated after annealing, and to further improve the YR, ⁇ , and bendability.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly specified, it is preferably room temperature or higher from the viewpoint of productivity.
  • the cooling stop temperature is measured based on the temperature of the steel sheet surface.
  • the average cooling rate to the cooling stop temperature below 250°C is not particularly specified, but in order to further improve TS, the average cooling rate to the cooling stop temperature below 250°C is preferably 1°C/s or more, and more preferably 2°C/s or more. On the other hand, due to constraints on production technology, the average cooling rate to the cooling stop temperature below 250°C is preferably 1000°C/s or less, and more preferably 150°C/s or less.
  • the cold-rolled sheet may be cooled from the cooling stop temperature to room temperature.
  • the average cooling rate from the cooling stop temperature to room temperature is not particularly limited, and any method may be used to cool to room temperature. Examples of cooling methods that may be used include gas jet cooling, mist cooling, water cooling, and air cooling.
  • the high-strength steel sheet annealed as described above may be cooled to the cooling stop temperature and then rolled.
  • the elongation rate of rolling is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the YR can be controlled to a desired range.
  • the elongation rate of rolling is preferably 2.00% or less, and more preferably 1.00% or less.
  • the volume fraction of retained austenite can be set within a more suitable range, and the bendability and the degree of damage to the sheared end surface in a corrosive environment can be set within a more suitable range.
  • the rolling after cooling to the cooling stop temperature may be performed on an apparatus continuous with the above-mentioned continuous annealing apparatus (online), or on an apparatus not continuous with the above-mentioned continuous annealing apparatus (offline).
  • the desired elongation may be achieved in a single rolling pass, or multiple rolling passes may be performed to achieve a total elongation of 0.05% to 2.00%.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but as long as it can impart an elongation equivalent to that of temper rolling, it may also be a processing method using repeated bending with a tension leveler or rolls.
  • the high-strength steel sheet may be reheated (reheating step).
  • the reheating temperature is preferably (cooling stop temperature + 50°C) or more, more preferably (cooling stop temperature + 100°C) or more, and even more preferably (cooling stop temperature + 150°C) or more.
  • the reheating temperature is preferably 450°C or less, more preferably 400°C or less, and even more preferably 380°C or less.
  • the reheating temperature is based on the surface temperature of the steel sheet.
  • the heat-maintaining time at the reheating temperature is preferably 5 seconds or more, more preferably 10 seconds or more, and even more preferably 15 seconds or more.
  • the heat-maintaining time at the reheating temperature is preferably 500 seconds or less, and more preferably 250 seconds or less.
  • the material may be cooled from the reheating temperature to room temperature, but the cooling rate from the reheating temperature to room temperature is not particularly limited, and any method can be used to cool the material to room temperature. Cooling methods that can be used include gas jet cooling, mist cooling, water cooling, and air cooling.
  • a high-strength plated steel sheet can be obtained by subjecting at least one side of the high-strength steel sheet produced as described above to a plating process.
  • the plating process include a hot-dip galvanizing process and a process of alloying after hot-dip galvanizing. Annealing and galvanizing may be performed continuously in one line.
  • a plating layer may be formed by electroplating such as Zn-Ni electric alloy plating, or hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be applied. Note that, although the above description has focused on the case of galvanizing, the type of plating metal such as Zn plating or Al plating is not particularly limited.
  • the high-strength steel sheet manufactured as described above can be plated to obtain a plated steel sheet.
  • the plating process include hot-dip galvanizing and hot-dip galvanizing followed by alloying. Annealing and galvanizing may be performed continuously in one line.
  • the plating layer may be formed by electroplating such as Zn-Ni electric alloy plating, or hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be applied. Note that while the above description focuses on the case of galvanizing, the type of plating metal such as Zn plating or Al plating is not particularly limited.
  • the coating weight when hot-dip galvanizing is performed, it is preferable to adjust the coating weight by gas wiping or the like after immersing the high-strength steel sheet in a galvanizing bath of 440 ° C. or more and 500 ° C. or less to perform hot-dip galvanizing. It is preferable to use a galvanizing bath having an Al content of 0.10 mass % or more and 0.23 mass % or less for hot-dip galvanizing.
  • the temperature range when performing alloying treatment of galvanizing after hot-dip galvanizing is preferably 470 ° C. or more and 600 ° C. or less, more preferably 470 ° C. or more and 560 ° C. or less. By performing alloying treatment at 470 ° C.
  • the Zn-Fe alloying rate is more suitable and the productivity is more suitable.
  • by performing alloying treatment at 600 ° C. or less it is possible to prevent untransformed austenite from transforming into pearlite, and TS is more suitable.
  • electrogalvanizing treatment may be performed.
  • the coating weight is preferably 20 to 80 g/m 2 per side (double-sided coating), and the galvannealed steel sheet (GA) is preferably subjected to the following alloying treatment to adjust the Fe concentration in the coating layer to 7 to 15 mass %.
  • the high-strength steel sheet may be plated at a temperature range of 400°C or more below the heating temperature without being cooled, or the cold-rolled steel sheet may be cooled to below 400°C, and then the steel sheet temperature may be raised again to 400°C or more before plating is performed.
  • the high-strength steel sheet that has been subjected to the above-mentioned plating process may be rolled.
  • the elongation rate of the rolling is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more. By setting the elongation rate of the rolling performed after the plating process to 0.05% or more, it is possible to control the YR within a desired range. Furthermore, the elongation rate of the rolling is preferably 2.00% or less, and more preferably 1.00% or less.
  • the rolling after plating may be performed on equipment connected to the above-mentioned continuous annealing equipment (online), or on equipment not connected to the above-mentioned continuous annealing equipment (offline).
  • the desired elongation may be achieved in one rolling operation, or multiple rolling operations may be performed to achieve a total elongation of 0.05% to 2.00%.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but any processing method involving repeated bending using a tension leveler or rolls may be used as long as it can impart an elongation equivalent to that of temper rolling. Reheating may also be performed after rolling after plating.
  • Other manufacturing method conditions are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, it is preferable to carry out the above-mentioned series of processes such as annealing, hot-dip galvanizing, and alloying of zinc plating in a continuous galvanizing line (CGL). After hot-dip galvanizing, wiping is possible to adjust the coating weight. Note that plating conditions other than those mentioned above can be based on standard hot-dip galvanizing methods.
  • Production conditions other than those mentioned above can be carried out according to conventional methods.
  • the member according to one embodiment of the present invention is a member made using the high-strength steel sheet or high-strength plated steel sheet according to one embodiment of the present invention described above.
  • the member according to one embodiment of the present invention is, for example, a high-strength steel sheet or high-strength plated steel sheet according to one embodiment of the present invention described above that is formed into a desired shape by cold press working or the like. Therefore, even after being formed into a member, it has the steel structure and various properties of the high-strength steel sheet and the high-strength plated steel sheet.
  • the member according to one embodiment of the present invention is preferably used for automobile frame structural parts or automobile reinforcing parts.
  • the high-strength steel plate according to one embodiment of the present invention is a high-strength steel plate of 1180 MPa or more that has excellent bendability and inter-steel crack resistance in the HAZ of spot welds, and can be used to manufacture parts with high dimensional accuracy. Therefore, a member according to one embodiment of the present invention can contribute to reducing the weight of the vehicle body, and can be particularly suitably used for automobile frame structural parts or automobile reinforcing parts in general.
  • annealing, cooling, and reheating were performed under the conditions shown in Tables 2 and 3 to obtain high-strength cold-rolled steel sheets (CR). Furthermore, some of the thin steel sheets were subjected to plating treatment to obtain hot-dip galvanized steel sheets (GI), galvannealed hot-dip galvanized steel sheets (GA), and electrogalvanized steel sheets (EG).
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • GA galvannealed hot-dip galvanized steel sheets
  • EG electrogalvanized steel sheets
  • a zinc bath containing 0.14 to 0.19 mass% Al was used for GI
  • a zinc bath containing 0.14 mass% Al was used for GA, with the bath temperature set to 470°C.
  • the coating weight for GI, it was about 45 to 72 g/m 2 per side (double-sided plating), and for GA, it was about 45 g/m 2 per side (double-sided plating).
  • the Fe concentration in the coating layer was set to 9 mass% or more and 12 mass% or less.
  • the Ni content in the coating layer was set to 9 mass% or more and 25 mass% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheets and high-strength plated steel sheets obtained in the above manner were used as test steels to evaluate the tensile properties, stretch flangeability (hole expansion property), bendability, and inter-steel sheet cracking resistance of the spot weld HAZ according to the following test methods.
  • the results are shown in Table 4.
  • the hole expansion test was carried out in accordance with JIS Z 2256.
  • the obtained steel plate was sheared to 100 mm x 100 mm, and then a hole with a diameter of 10 mm was punched into the sheared steel plate with a clearance of 12.5%.
  • the steel plate was held down with a blank holding force of 9 ton (88.26 kN) using a die with an inner diameter of 75 mm, and in that state, a conical punch with an apex angle of 60° was pressed into the hole to measure the hole diameter at the crack initiation limit.
  • the (limit) hole expansion ratio: ⁇ (%) was calculated by the following formula.
  • Limiting hole expansion ratio ⁇ (D f - D 0 )/D 0 ⁇ x 100
  • Df is the hole diameter (mm) when a crack occurs
  • D0 is the initial hole diameter (mm).
  • the bending test was performed in accordance with JIS Z 2248:2022. From the obtained steel plate, a rectangular test piece with a width of 30 mm and a length of 100 mm was taken so that the axial direction of the bending test was parallel to the rolling direction of the steel plate. Then, a 90° V bending test was performed under the conditions of a pressing load of 100 kN and a pressing holding time of 5 seconds. In this disclosure, bending tests were performed on five samples at R, where the value R/t obtained by dividing the bending radius (R) by the plate thickness (t) is about 4.5, that is, 4.3 to 4.7.
  • the crack length at the ridgeline of the bending apex of all five samples was evaluated, and it was determined that the bending property was excellent when the crack length was 200 ⁇ m or less.
  • the crack length was evaluated by measuring the ridgeline of the bending apex at a magnification of 40 to 160 times using a digital microscope (RH-2000: manufactured by Hirox Co., Ltd.).
  • test pieces were cut out to a thickness of 1.4 mm, length of 30 mm, and width of 100 mm with the rolling direction as the longitudinal direction, and were stacked with test hot-dip galvanized steel sheets cut out to the same size and having a coating weight of 50 g/ m2 per side of the hot-dip galvanized layer to form a plate assembly.
  • resistance welding was performed using a servo motor pressure type single-phase AC (50 Hz) resistance welding machine and an electrode with a tip diameter of 6 mm, with the plate assembly tilted by 5° with respect to the electrode of the resistance welding machine and with a clearance of 1.5 mm between the lower electrode and the lower steel sheet.
  • resistance welding was performed on the plate assembly under the conditions of a pressure of 3.5 kN, a hold time of 0.16 seconds or 0.20 seconds, and a welding current and welding time that resulted in a nugget diameter of 5.9 mm, to form a plate assembly with a welded portion.
  • the plate assembly with the weld was cut in half to include the weld, and the cross section of the weld was observed with an optical microscope (200x) to evaluate the inter-steel plate cracking resistance of the spot weld HAZ according to the above criteria.
  • the same evaluation was performed with plate thicknesses of 0.8 mm and 2.3 mm.
  • the area ratio of martensite and ferrite, the volume ratio of retained austenite, the boron atom concentration in the prior austenite grain boundaries with an orientation difference of 15 degrees or more, and the number density of precipitates with a size of 2 ⁇ m or more were obtained.
  • the remaining structure was observed by the method described below. After cutting out the sample so that the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate was the observation surface, the observation surface was mirror-polished using diamond paste, and then etched with 3 vol. % nital to reveal the structure.
  • the observation position was set to 1/4 of the plate thickness of the steel plate, and observation was performed at a magnification of 5000 times and three fields of view with a field of view of 17 ⁇ m x 23 ⁇ m. Carbide was identified as the remaining structure from the obtained structure image.
  • the examples of the present invention are excellent in TS, YR, ⁇ , bendability, and inter-steel cracking resistance of the spot weld HAZ.
  • the comparative examples are inferior in one or more of TS, YR, ⁇ , bendability, and inter-steel cracking resistance of the spot weld HAZ.
  • the present invention provides high-strength steel plates of 1180 MPa or more that are excellent in stretch flangeability, bendability, and inter-steel-sheet cracking resistance in the HAZ of spot welds, and that can be used to manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • the high-strength steel plate of the present invention has excellent resistance to inter-steel plate cracking in the HAZ of spot welds, and can be applied to automotive structural components of various sizes and shapes while obtaining high component strength. This allows for the weight reduction of the vehicle body, thereby improving fuel efficiency, and the industrial value of the steel plate is extremely high.

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Abstract

伸びフランジ性、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板、高強度めっき鋼板とそれらの製造方法、ならびに部材を提供することを目的とする。　所定の成分組成を有し、ｘＴｉ，ｅｆｆ＝ｘＴｉ－ｘＮ－ｘＳ（ただし、ｘＴｉ、ｘＮ、ｘＳは各元素の鋼中モル分率）から求められる有効Ｔｉモル分率（ｘＴｉ，ｅｆｆ）が０．００１以上を満たし、板厚１／４位置において、マルテンサイトの面積率が６０％以上９９％以下、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率が合計で０％超４０％以下である鋼組織と、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が１５０個／ｍｍ２以下である、高強度鋼板。

Description

高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材
　本開示は、自動車の補強部品や骨格構造部品に最適な、高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法、ならびに部材に関する。
　車輌の軽量化によるＣＯ２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用鋼板の高強度化が進められている。また、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格を形成する主要な構造部品や補強部品（以下、自動車の骨格構造部品などともいう）に対する高強度鋼板の適用事例が増加している。特に、引張強さ（以下、単にＴＳともいう）で１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。
　自動車の補強部品や骨格構造部品に用いられる高強度鋼板には、優れた成形性を有することが求められる。さらに、成形後の部品には寸法精度に優れることが要求される。例えば、クラッシュボックス等の部品では打抜き端面や曲げ加工部を有するため、成形性の観点からは高い伸びフランジ性や曲げ性を有する鋼板が好適である。また、部品のパフォーマンスの観点からは、鋼板の降伏比（ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強さＴＳ×１００）を増加することで、衝突時における衝撃吸収エネルギーの上昇が実現される。さらに、部品の寸法精度の観点からは、鋼板の降伏比（ＹＲ）を一定範囲に制御することで、鋼板成形後のスプリングバックを抑制し、部品の寸法精度を制御することが可能となる。自動車部品への高強度鋼板の適用比率を増加させるには、これらの特性を総合的に満足することが要望されている。
　また、自動車の骨格構造部品などのうち、例えば、クラッシュボックスなどは、打抜き端面や曲げ加工部を有する。そのため、このような部品には、成形性の観点から、高い伸びフランジ性および曲げ性を有する鋼板を適用することが好ましい。さらに曲げ加工部については、比較的小さな曲げ半径を有する部品への高強度鋼板の適用比率を増加させるために、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが５．０未満の曲げ加工部で、大割れが生じない高い曲げ性を有する高強度鋼板が要望されている。
　さらに最近になって、高強度亜鉛めっき鋼板をスポット溶接する際に、めっき層の亜鉛が鋼板表層の結晶粒界に拡散侵入して、液体金属脆化（ＬＭＥ：Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が起きることが確認されている。その結果、スポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れ（ＬＭＥ割れ）が発生することが確認されている。スポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れは、亜鉛めっき層を有しない高強度鋼板においても、溶接相手が亜鉛めっき鋼板であれば発生し得るため、いずれの高強度鋼板においても問題視されつつある。なお、量産時には種々の板厚を有する鋼板をスポット溶接するが、通常板厚が厚くなるとスポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れを抑制できるホールド時間が増加する。しかしながら、ホールド時間の増加は生産性の低下につながるため、ホールド時間が短時間でもスポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れを抑制できる高強度鋼板が要望されている。
　これらの要求に対し、例えば、特許文献１では、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が提供されている。
特許第６７８７５３５号公報
　特許文献１に記載の高強度鋼板は、伸びフランジ性、曲げ性、及び、耐ＬＭＥ特性を総合的に満足し、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能である。しかしながら、特許文献１に記載の高強度鋼板は、ＴＳが９８０ＭＰａ級であり、強度にさらなる改善の余地があった。
　本開示は、かかる事情に鑑み開発されたものである。その課題は、伸びフランジ性、曲げ性、及び、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るとともに、その高強度鋼板の有利な製造方法を提供することである。
　なお、本開示において、高い寸法精度で部品を製造することが可能である（成形時の寸法精度が高い）とは、降伏比（ＹＲ）が６５％以上９０％以下であることを意味する。なお、ＹＲは次式（２）で求められる。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（２）
　伸びフランジ性については、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して測定する穴広げ率（以下、単にλともいう）が３０％以上の場合、伸びフランジ性に優れると判断する。
　曲げ性については、曲げ角度を９０度とするＶブロック法により曲げ試験を行い、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが約４．５、即ち、４．３～４．７、となるＲにおいて、５サンプルの曲げ試験を実施する。次いで、５サンプル全ての曲げ頂点の稜線部におけるき裂の長さを評価し、き裂長さが２００μｍ以下の場合、曲げ性に優れると判断する。
　また、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性については、実施例に記載する溶接部の断面を光学顕微鏡（２００倍）で観察し、以下の基準でスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を評価する。なお、ＡまたはＢであれば、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れると判断する。Ｃであれば、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に劣ると判断する。
Ａ :ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない。
Ｂ :ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められるが、ホールドタイム０．２０秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない。
Ｃ :ホールドタイム０．２０秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる。
　ここで、ホールドタイムとは、溶接電流を流し終わってから、電極を開放し始めるまでの時間を指す。
　本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
（１）マルテンサイト（焼入れマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト）を主体とし、さらにフェライトおよび／または残留オーステナイトを含む鋼組織とすることで、部品の寸法精度の指標であるＹＲを６５％以上９０％以下に実現できる。
（２）方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下とすることで、良好なスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を実現できる。
（３）大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を１５０個／ｍｍ２以下とすることで、良好な伸びフランジ性および曲げ性を実現できる。
　本開示は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本開示の要旨構成は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％以下、および、Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下を含有するとともに、下記（１）式から求められる有効Ｔｉモル分率（ｘＴｉ，ｅｆｆ）が０．００１以上を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
板厚１／４位置において、マルテンサイトの面積率が６０％以上９９％以下、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率が合計で０％超４０％以下である鋼組織と、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が１５０個／ｍｍ２以下である、高強度鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
ｘＴｉ，ｅｆｆ＝ｘＴｉ－ｘＮ－ｘＳ・・・（１）
なお、式中のｘＴｉ、ｘＮ、ｘＳは各元素の鋼板中含有量（モル分率）を表す。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］に記載の高強度鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の高強度鋼板の少なくとも片面にめっき層を有する、高強度めっき鋼板。
［４］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブとし、７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／ｈｒ以上５００℃／ｈｒ以下として前記鋼スラブを冷却し、次いで、前記鋼スラブを、９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度を２５℃／ｍｉｎ以下、１１５０℃以上のスラブ加熱温度まで、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を２０分以上として加熱し、次いで、前記鋼スラブに、粗圧延出側温度が１１００℃以上、仕上げ圧延入側温度が１０５０℃以上とする熱間圧延を施して熱延板とし、次いで、前記熱延板に酸洗を施して酸洗板とし、次いで、前記酸洗板に、累積圧下率を２０％以上９５％以下、および、冷間圧延の最終パスの通板速度を５０ｍｐｍ以上として冷間圧延を施して冷延板とし、次いで、前記冷延板を７８０℃以上の加熱温度まで加熱する焼鈍工程を行い、次いで、前記冷延板を加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の条件で第一冷却する、高強度鋼板の製造方法。
［５］前記第一冷却後、さらに、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上とする第二冷却を行う、［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［６］前記第一冷却後、さらに、１００℃以上４５０℃以下の保熱温度で５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記第一冷却後、さらに、２５０℃以下とし、次いで、前記冷延板を、（前記冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の再加熱温度に再加熱して該再加熱温度にて５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］［４］に記載の焼鈍工程の後、前記冷延板の少なくとも片面にめっき処理を施すめっき工程を行う、高強度めっき鋼板の製造方法。
［９］前記第一冷却後、さらに、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上とする第二冷却を行う、［８］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
［１０］前記第一冷却後、さらに、１００℃以上４５０℃以下の保熱温度で５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、［８］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
［１１］前記第一冷却後、さらに、２５０℃以下とし、次いで、前記冷延板を、（前記冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の再加熱温度に再加熱して該再加熱温度にて５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、［８］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
［１２］［１］または［２］に記載の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
［１３］［３］に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
　本開示によれば、伸びフランジ性、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板並びに部材を提供することができる。
　以下、本開示の実施形態について説明する。なお、本開示は以下の実施形態に限定されない。
　先ず、鋼板の成分組成の適正範囲及びその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。また本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　［Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下］
　Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイト、フェライトの面積率、および、残留オーステナイトの体積率に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、さらにフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。また、所望のＹＲを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．５００％を超えると、残留オーステナイトの体積率が増加するため、λおよび曲げ性が低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．５００％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０８０％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．４００％以下とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．１１０％以上とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．３５０％以下とする。
　［Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下］
　Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、残留オーステナイトの体積率に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率が減少するため、所望のＹＲを実現することが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、残留オーステナイトの体積率が増加するため、所望のＹＲを実現することが困難になる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．２０％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは０．２５％以上とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは１．５０％以下とする。
　［Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下］
　Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイト、フェライトの面積率、および、残留オーステナイトの体積率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が０．１０％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、さらにフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。また、所望のＹＲを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が５．００％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、所望のフェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率が得られず、所望のＹＲを実現することが困難になる。また、λおよび曲げ性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１０％以上５．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．００％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは４．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは２．００％以上とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは３．５０％以下とする。
　［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐが過剰となると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０７０％以下とする。
　［Ｓ：０．０２００％以下］
　Ｓは、硫化物として存在し、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を増加することから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
　［Ａｌ：０．１００％以下］
　Ａｌが過剰となると、Ａ３変態点が上昇し、鋼組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、所望のＹＲを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．０５０％以下とする。
　［Ｎ：０．０１００％以下］
　Ｎは、窒化物として存在し、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を増加させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
　［Ｏ：０．０１００％以下］
　Ｏは、酸化物として存在し、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を増加させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｏの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
　［Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％以下］
　Ｔｉは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｔｉを添加することで、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少することができる。さらに、ＴｉはＮやＳと析出物を形成することで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加することができる。こうした効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．００２％以上にする必要がある。一方、Ｔｉの含有量が０．２００％を超えると、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物の量が増大するため、所望のＹＲを実現することが困難になる。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００２％以上０．２００％以下とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．００６％以上とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上とする。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０５０％以下とする。
　［（１）式から求められる有効Ｔｉモル分率（ｘＴｉ，ｅｆｆ）が０．００１以上］
　有効Ｔｉモル分率（ｘＴｉ，ｅｆｆ）＝ｘＴｉ－ｘＮ－ｘＳ・・・（１）
なお、式中のｘＴｉ、ｘＮ、ｘＳは各元素の鋼板中含有量（モル分率）を表す。
上記（１）式から求められる有効Ｔｉモル分率を一定以上とすることで、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少し、良好なλおよび曲げ性を実現することができる。さらに、ＴｉはＮやＳと析出物を形成することで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加することができる。こうした効果を得るために、有効Ｔｉモル分率を０．００１％以上にする。なお、有効Ｔｉモル分率の上限は特に規定しないが、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物の量が増大し、所望のＹＲを実現することが困難になることから、有効Ｔｉモル分率は０．０４０以下とすることが好ましい。したがって、有効Ｔｉモル分率は０．００１％以上とする。有効Ｔｉモル分率は、好ましくは０．００２％以上とする。有効Ｔｉモル分率は、好ましくは０．０４０％以下とする。
　［Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下］
　Ｂは、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加し、良好なスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を実現することができる。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００２％以上にする必要がある。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が増大するため、λおよび曲げ性が低下する。したがって、Ｂの含有量は、０．０００２％以上０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．０００４％以上とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．００８０％以下とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．００５０％以下とする。
　本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。また、好適には、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。ここで、不可避的不純物としては、Ｚｎ、ＰｂおよびＡｓが挙げられる。これらの不純物は合計で０．１００％以下であれば、含有されることが許容される。
　本開示の高強度鋼板の成分組成は、上記の必須成分に加えて、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下及びＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有することができる。
　［Ｎｂ：０．２００％以下］
　Ｎｂは、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｎｂの含有量が０．２００％超であるとλおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｎｂの含有量は０．２００％以下にする。なおＮｂの含有量の下限は特に規定しないが、Ｎｂの含有量を０．００１％以上とすることで、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させ、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。このことから、Ｎｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｎｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｎｂの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ｎｂの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。
　［Ｖ：０．２００％以下］
　Ｖは、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｖの含有量が０．２００％超であるとλおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｖの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｖの含有量の下限は特に規定しないが、Ｖの含有量を０．００１％以上とすることで、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させ、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。このことから、Ｖの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｖの含有量は０．２００％以下とする。Ｖの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ｖの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。
　［Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下］
　ＴａおよびＷの含有量がそれぞれ０．１０％超であると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にする。なおＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼板の強度を上昇させることから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０１％以上とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８％以下とする。
　［Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下］
　Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉがそれぞれ１．００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にする。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、これらは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。
　［Ｃｏ：０．０１０％以下］
　Ｃｏの含有量が０．０１０％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下にする。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｏは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００８％以下とする。
　［Ｃｕ：１．００％以下］
　Ｃｕの含有量が１．００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にする。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｕは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕの含有量は１．００％以下とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。
　［Ｓｎ：０．２００％以下］
　Ｓｎの含有量が０．２００％超であると、鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
　［Ｓｂ：０．２００％以下］
　Ｓｂの含有量が０．２００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｂは表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
　［Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下］
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０１００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下にする。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、これら元素は窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。なお、ＲＥＭ（希土類元素）とは、Ｓｃ、Ｙと原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素の総称であり、ここでいうＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量である。
　［Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下］
　ＺｒおよびＴｅがそれぞれ０．１００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．１００％以下にする必要がある。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００１％以上とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８０％以下とする。
　［Ｈｆ：０．１０％以下］
　Ｈｆの含有量が０．１０％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にする。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０８％以下とする。
　［Ｂｉ：０．２００％以下］
　Ｂｉの含有量が０．２００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、Ｂｉは偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｂｉの含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
　なお、上記したＮｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがない。そのため、不可避的不純物として含むものとする。
　次に、鋼板の鋼組織について説明する。
　［マルテンサイトの面積率：６０％以上９９％以下］
　マルテンサイトの面積率が６０％未満では、フェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。また、所望のＹＲを実現することが困難になる。一方、マルテンサイトの面積率が９９％を超えると、ＹＲの制御に有効なフェライトおよび／または残留オーステナイトが鋼組織中に存在しないため、所望のＹＲを実現することが困難になる。したがって、マルテンサイトの面積率は６０％以上９９％以下とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは６５％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９８％以下とする。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは６７％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９７％以下とする。なお、ここでいうマルテンサイトには、焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）に加え、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトが含まれる。なお、マルテンサイトの面積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の１／４位置とする。
　［フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計：０％超４０％以下］
　フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計が０％では、鋼組織がマルテンサイト単相組織となるため、所望のＹＲを実現することが困難になる。一方、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計が４０％を超えると、マルテンサイトの面積率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。また、所望のＹＲを実現することが困難になる。したがって、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計は０％超４０％以下とする。フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計は、好ましくは１％以上とする。フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計は、好ましくは３８％以下とする。フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計は、より好ましくは２％以上とする。フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計の面積率は、好ましくは３５％以下とする。なお、ここでいうフェライトには、ベイニティックフェライトが含まれる。なお、フェライトの面積率および残留オーステナイトの体積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の１／４位置とする。
　ここで、マルテンサイト（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト）、並びにフェライト（ベイニティックフェライトを含む）の面積率の測定方法は、以下の通りである。
　鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察する。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出する。それらの値を平均して各組織の面積率とする。また、上記の組織画像において、フェライト（ベイニティックフェライトを含む）は凹部の組織で炭化物を含まない平坦な組織、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは凹部の組織で微細な炭化物を含む組織である。また、焼入れマルテンサイトは凸部でかつ組織内部が微細な凹凸を有した組織であり、互いに識別可能である。なお、焼戻しマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは、マルテンサイトの面積率として合計の面積率を求めることから、互いに識別可能でなくてよい。
　また、残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。
　鋼板表層から板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が観察面となるように、研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨する。その面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定する。次いで、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の各面からの積分反射強度の強度比からオーステナイトの体積率を求め、これを残留オーステナイトの体積率とする。
　［方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度：０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を制御するためには方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界における元素偏析を制御することが重要である。特に方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加することで、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を向上することができる。こうした効果を得るためには、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を０．３ａｔ％以上にする必要がある。一方、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が６．０ａｔ％を超えると、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が増大するため、λおよび曲げ性が低下する。したがって、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、好ましくは０．４ａｔ％以上とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、好ましくは５．０ａｔ％以下とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、より好ましくは０．５ａｔ％以上とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、好ましくは４．０ａｔ％以下とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、さらに好ましくは０．６ａｔ％以上とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、さらに好ましくは３．０ａｔ％以下とする。
　ここで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度の測定方法は、以下の通りである。
　鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭを用いて、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、旧γ粒界を３０００～５０００倍の倍率で、複数視野観察する。その視野について、ＦＥ－ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（ＪＳＭ７１００Ｆ：日本電子株式会社製、ＯＩＭ：株式会社ＴＳＬ製）で結晶方位を測定する。ＥＢＳＤ測定は、マルテンサイトの下部組織を結晶方位で評価するために十分な測定条件（測定視野：２８μｍ（圧延方向）×３０μｍ（板厚方向）、測定点間隔：４０ｎｍ）で行う。得られたＥＢＳＤ観察結果について、ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　ｖ８．６のソフトにおけるＰａｒｅｎｔ　Ｇｒａｉｎ　Ｒｅｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ機能のＮｉｓｈｉｙａｍａ－Ｗａｓｓｅｒｍａｎ関係を用いて、母相再構築を行う。つまり、マルテンサイトの方位からオーステナイトの方位に変換し、得られたオーステナイトのＩＰＦ（Ｉｎｖｅｒｓｅ　Ｐｏｌｅ　Ｆｉｇｕｒｅ）像に、方位差１５度以上の境界を描くことで方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界を判別する。次いで、方位差１５度以上と判別した旧オーステナイト粒界について、ＦＩＢ（Ｆｏｒｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ）を用いて針状試料を作製する。その後、３次元アトムプローブ（ＥＩＫＯＳ－ＵＶ：ＣＡＭＥＣＡ社製）で、ボロン原子濃度を分析する。なお、３次元アトムプローブはＬａｓｅｒモードで、Ｐｕｒｓｅ　Ｅｎｅｒｇｙは７ｎＪの測定条件で行う。得られた結果より、旧オーステナイト粒界でのボロン原子濃度の最大値を算出し、それを方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度とする。
　［大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度：１５０個／ｍｍ２以下］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。λおよび曲げ性を制御するためには、析出物の個数密度、特に大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を制御することが重要で、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少することで、λおよび曲げ性を向上することができる。こうした効果を得るためには、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を１５０個／ｍｍ２以下にする必要がある。なお、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度の下限は特に限定しないが、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度は低いほど好ましく、０個／ｍｍ２であっても本開示の効果は得られる。したがって、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度は１５０個／ｍｍ２以下とする。大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度は、好ましくは０個／ｍｍ２以上とする。大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度は、好ましくは１００個／ｍｍ２以下とする。ここで、大きさ２μｍ以上の析出物とは、硫化物、窒化物、酸化物、ホウ化物等が複合析出した結果生成する、粗大介在物である。
　ここで、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度の測定方法は、以下の通りである。
　鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨する。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭの反射電子像を用いて、鋼板の全厚を、３０００倍の倍率で圧延方向に２列、観察する。その視野について、大きさ２μｍ以上の析出物の個数を数え、測定面積で除すことで、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度として算出する。なお、ここでいう「大きさ」とは、析出物の最大長さを意味する。
　また、本開示に従う鋼組織では、上述したマルテンサイト（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト）、フェライト（ベイニティックフェライトを含む）及び残留オーステナイト以外に以下の組織を含んでもよい。つまり、パーライト、セメンタイトや準安定炭化物等の炭化物、並びにその他鋼板の組織として公知のものが、面積率で５％以下の範囲であれば、含まれていても、本開示の効果が損なわれることはない。なお、準安定炭化物は、イプシロン（ε）炭化物、イータ（η）炭化物、カイ（χ）炭化物等を含む。
　［高強度鋼板］
　高強度鋼板の成分組成及び鋼組織は上記の通りである。また、高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上であり、また２．８ｍｍ以下である。
　［高強度めっき鋼板］
　本開示の高強度めっき鋼板は、本開示の高強度鋼板の少なくとも片面上にめっき層を備える高強度めっき鋼板である。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とし残部はＺｎとすることが好ましい。また、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層の場合、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ及びＬａから選ばれる一種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。
　また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層の場合、一般的には、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有する。さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成である。本開示では、片面あたりのめっき付着量が２０～８０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層を有することが好ましい。また、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７～２０質量％であり得る。
　次に、本開示の高強度鋼板の製造方法について説明する。
　まず、上述した成分組成を有する鋼素材を溶製して鋼スラブを製造する。本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。また、鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。
　次いで、鋼スラブを製造した後、冷却する工程において、７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／ｈｒ以上５００℃／ｈｒ以下として冷却する。
　［７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度：５０℃／ｈｒ以上５００℃／ｈｒ以下］
　７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は、極めて重要な発明構成要件である。７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度を速くすることで、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少することができる。こうした効果を得るために、７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／ｈｒ以上とする。一方、７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度が５００℃／ｈｒを超えると、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が減少するため、良好なスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を実現することができない。したがって、７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は５０℃／ｈｒ以上５００℃／ｈｒ以下とする。７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは１００℃／ｈｒ以上とする。７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは４５０℃／ｈｒ以下とする。７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は、より好ましくは１５０℃／ｈｒ以上とする。７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は、より好ましくは４００℃／ｈｒ以下とする。なお、ここでの鋼スラブの温度は鋼スラブの表面の温度とする。
　なお、鋼スラブは、従来法のように上記の冷却を行った後に一旦室温まで冷却してから再度加熱しても良いが、直送圧延などの省エネルギープロセスを適用しても良い。直送圧延は、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入するプロセスである。
　次いで、鋼スラブを９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度を２５℃／ｍｉｎ以下、スラブ加熱温度を１１５０℃以上、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を２０分以上として加熱する。
　［９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度：２５℃／ｍｉｎ以下］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度を２５℃／ｍｉｎ以下と遅くすることで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりすることができる。こうした効果を得るため、９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度を２５℃／ｍｉｎ以下にする。なお、９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度の下限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、５℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。したがって、９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度は２５℃／ｍｉｎ以下とする。９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度は好ましくは５℃／ｍｉｎ以上とする。９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度は好ましくは１５℃／ｍｉｎ以下とする。なお、スラブ加熱温度はスラブ加熱時の鋼スラブの表面の温度とする。
　［スラブ加熱温度：１１５０℃以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。スラブ加熱温度を１１５０℃以上と高くすることで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりすることができる。こうした効果を得るため、スラブ加熱温度を１１５０℃以上にする。なお、スラブ再加熱温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、１３００℃以下とすることが好ましい。したがって、スラブ加熱温度は１１５０℃以上とする。スラブ加熱温度は好ましくは１１８０℃以上とする。スラブ加熱温度は好ましくは１３００℃以下とする。なお、スラブ加熱温度はスラブ加熱時の鋼スラブの表面の温度とする。
　［１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間：２０分以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を２０分以上と長くすることで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりすることができる。こうした効果を得るため、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を２０分以上にする。なお、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、１００分以下とすることが好ましい。したがって、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間は２０分以上とする。１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間は好ましくは３０分以上とする。１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間は好ましくは１００分以下とする。なお、スラブ加熱温度はスラブ加熱時の鋼スラブの表面の温度とする。
　なお、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、スラブ加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
　［粗圧延出側温度：１１００℃以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。粗圧延出側温度を１１００℃以上と高くすることで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりすることができる。こうした効果を得るため、粗圧延出側温度を１１００℃以上にする。なお、粗圧延出側温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内とするために、１２００℃以下とすることが好ましい。したがって、粗圧延出側温度は１１００℃以上とする。粗圧延出側温度は好ましくは１１１０℃以上とする。粗圧延出側温度は好ましくは１２００℃以下とする。
　［仕上げ圧延入側温度：１０５０℃以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。仕上げ圧延入側温度を１０５０℃以上と高くすることで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりすることができる。こうした効果を得るため、仕上げ圧延入側温度を１０５０℃以上にする。なお、仕上げ圧延入側温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内とするために、１１５０℃以下とすることが好ましい。したがって、仕上げ圧延入側温度は１０５０℃以上とする。仕上げ圧延入側温度は好ましくは１１００℃以上とする。仕上げ圧延入側温度は好ましくは１１５０℃以下とする。
　仕上げ圧延は、圧延負荷の増大や、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、圧延方向に伸長した異常な組織が発達した結果、焼鈍板の加工性を低下させる場合があるため、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延出側温度で行うことが好ましい。また、熱間圧延後の巻取温度は、焼鈍後の加工性をより良好とするために、３００℃以上で行うことが好ましく、また７００℃以下で行うことが好ましい。なお、Ａｒ３変態点温度は次式により求める。
Ａｒ３変態点（℃）＝８６８－３９６×［％Ｃ］＋２４．６×［％Ｓｉ］－６８．１×［％Ｍｎ］－３６．１×［％Ｎｉ］－２０．７×［％Ｃｕ］－２４．８×［％Ｃｒ］
なお、上記の式中の［％元素記号］は、上記の成分組成における当該元素の含有量（質量％）を表すし、当該元素を含まない場合には０とする。
　なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上とすることが好ましく、また０．２５以下とすることが好ましい。
　このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けてもよい。
　次いで、酸洗後の熱延板、または酸洗後に任意で熱処理を施した熱延板（熱延焼鈍板）に冷間圧延を施して冷延板とする。歪が均一に効率的に導入され、均一な組織が得られることから、タンデム式の多スタンド圧延またはリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により冷間圧延を施すことが好ましい。
　この際、冷間圧延の累積圧下率を２０％以上９５％以下、および、冷間圧延の最終パスの通板速度を５０ｍｐｍ以上とすることが本実施形態において、極めて重要な発明構成要件である。
　［冷間圧延の累積圧下率：２０％以上９５％以下］
　冷間圧延の累積圧下率を増加することで、フェライトの面積率を低下、つまりフェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計を４０％以下とすることができる。こうした効果を得るためには、冷間圧延の累積圧下率を２０％以上にする。一方、冷間圧延の累積圧下率が９５％を超えると、焼鈍時に生成するオーステナイトの粒径が微細になり、焼鈍板の残留オーステナイトの量が増加する。つまりフェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計が増加することから、所望のＹＲを実現することができない。したがって、冷間圧延の累積圧下率は２０％以上９５％以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは２５％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは９０％とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは２７％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは７０％以下とする。
　［冷間圧延の最終パスの通板速度：５０ｍｐｍ以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。冷間圧延の最終パスの通板速度を増加することで、鋼板に多量の歪を導入し、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界を増加することができる。その結果、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加することができ、結果として良好なスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を実現することができる。こうした効果を得るためには、冷間圧延の最終パスの通板速度は５０ｍｐｍ以上とする。なお、冷間圧延の最終パスの通板速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、３００ｍｐｍ以下であることが好ましい。したがって、冷間圧延の最終パスの通板速度は５０ｍｐｍ以上とする。冷間圧延の最終パスの通板速度は、好ましくは７０ｍｐｍ以上とする。冷間圧延の最終パスの通板速度は、好ましくは３００ｍｐｍ以下とする。
　上記のようにして得られた冷延板に、焼鈍工程を行う。焼鈍条件は以下のとおりである。
　［加熱温度：７８０℃以上］
　加熱温度（焼鈍温度）が７８０℃未満では、フェライト及びオーステナイトの二相域での焼鈍処理になり、焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現できず、所望のＹＲを実現することが困難になる。また、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が減少するため、良好なスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を実現することができない。さらに、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が増加するため、λおよび曲げ性を向上することができない。したがって、加熱温度は７８０℃以上とする。なお、加熱温度の上限は特に規定しないが、加熱温度が上昇すると、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下することや、旧オーステナイト粒径が粗大化し、ＹＲが低下する場合があることから、１０５０℃以下が好ましい。したがって、加熱温度は７８０℃以上とする。好ましくは８００℃以上とする。好ましくは１０５０℃以下とする。より好ましくは８２０℃以上とする。より好ましくは１０００℃以下とする。なお、加熱温度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
　なお、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりできることから、７８０℃以上の滞留時間を１０ｓ以上とすることが好ましい。７８０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間はより好ましくは２０ｓ以上とする。７８０℃以上の滞留時間はより好ましくは６００ｓ以下とする。７８０℃以上の滞留時間はさらに好ましくは２５ｓ以上とする。７８０℃以上の滞留時間はさらに好ましくは３００ｓ以下とする。
　［冷却工程］
　焼鈍工程後は、冷延板を冷却する（冷延板の冷却工程という）。冷却条件は以下のとおりである。
　［加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下（第一冷却）］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度を増加することで、フェライトの面積率を減少し、所望のＴＳおよびＹＲを実現することができる。また、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少することができる。こうした効果を得るため、加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上にする。一方、加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を高めることができない。したがって、加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度は０．５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とする。加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度は、好ましくは１℃／ｓ以上とする。加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度は、好ましくは４０℃／ｓ以下とする。加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度は、より好ましくは３℃／ｓ以上とする。加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度は、より好ましくは３５℃／ｓ以下とする。
　［冷延板の冷却（第二冷却）］
　前記第一冷却後、得られた冷延板をさらに冷却する（第二冷却）ことが好ましい。この工程では、加熱温度から６５０℃までの第一冷却後、冷延板をさらに冷却する。冷却停止温度は特に限定されず、室温であってもよい。なお、６５０℃以下における平均冷却速度は、以下で特に明記しない限り、５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、６５０℃以下の温度域において、高強度鋼板を一旦冷却し、再度鋼板温度を上昇しても構わない。
　［２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上（好適条件）］
　第二冷却工程において、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上であれば、焼鈍後に含有するベイニティックフェライトの量をより低減し、ＹＲ、λ及び曲げ性をより向上することができる。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、１．０℃／ｓ以上が好ましく、２．０℃／ｓ以上がより好ましく、３．０℃／ｓ以上がさらに好ましい。なお、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、１００．０℃／ｓ以下が好ましく、８０．０℃／ｓ以下がさらに好ましい。冷却停止温度が２５０℃を超える場合は、平均冷却速度は冷却停止温度以上４００℃以下の温度域における値とする。なお、平均冷却速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
　なお、２５０℃以上４００℃以下の温度域における冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。
　［冷却工程での保熱温度：１００℃以上４５０℃以下（好適条件）］
　第二冷却工程において、１００℃以上４５０℃以下の温度域の保熱温度で保熱することが好ましい。上記範囲内にあることで、高強度鋼板に保熱を施し、ＹＲ、λ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。また、ベイニティックフェライトの面積率をより低減し、ＴＳをより向上するができる。第二冷却工程での保熱温度は１５０℃以上がより好ましく、２００℃以上がさらに好ましい。また、第二冷却工程での保熱温度は４００℃以下がより好ましく、３５０℃以下がさらに好ましい。なお、前記保温温度は鋼板表面温度を基準とする。
　［冷却工程での保熱時間：５ｓ以上（好適条件）］
　前記保熱温度で保熱することで、ＹＲ、λ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、前記保熱温度における保熱時間は５ｓ以上が好ましく、１０ｓ以上がより好ましく、１５ｓ以上がさらに好ましい。なお、前記保熱時間の上限は特に規定しないが、ＴＳをより好適な範囲内とするためには、５００ｓ以下が好ましく、２５０ｓ以下がより好ましい。
　［冷却停止温度：２５０℃以下（好適条件）］
　上述した第二冷却工程において、冷却停止温度は２５０℃以下が好ましく、２００℃以下がより好ましい。冷却停止温度が２５０℃以下であれば、焼鈍後に多量の残留オーステナイトが生じることを防ぎ、ＹＲ、λ及び曲げ性をより向上することができる。なお、冷却停止温度の下限は特に規定しないが、生産性の観点から室温以上とすることが好ましい。なお、冷却停止温度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
　なお、２５０℃以下前記冷却停止温度までの平均冷却速度は特に規定しないが、ＴＳをより向上するためには、２５０℃以下前記冷却停止温度までの平均冷却速度は１℃／ｓ以上が好ましく、２℃／ｓ以上がより好ましい。一方、生産技術上の制約から、２５０℃以下前記冷却停止温度までの平均冷却速度は、１０００℃／ｓ以下が好ましく、１５０℃／ｓ以下がより好ましい。
　なお、冷延板を、前記冷却停止温度から室温まで冷却してもよい。冷却停止温度から室温までの平均冷却速度は特に限定されず、任意の方法により室温まで冷却することができる。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。
　上述の通りに焼鈍を施した高強度鋼板を、前記冷却停止温度まで冷却した後、圧延してもよい。圧延の伸長率は、０．０５％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。前記冷却停止温度まで冷却した後に実施する圧延の伸長率を０．０５％以上とすることで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。また、圧延の伸長率は、２．００％以下が好ましく、１．００％以下がより好ましい。前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延の伸長率を２．００％以下とすることで、残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内とし、曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度をより好適な範囲とすることができる。
　前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延は、上述した連続焼鈍装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、上述した連続焼鈍装置とは不連続な装置上によって（オフラインで）行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上２．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、テンションレベラーやロールによる繰り返し曲げ等による加工の方法であっても構わない。
　［再加熱温度：（冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下（好適条件）］
　前記冷却停止温度までの冷却後、あるいは前記冷却停止温度までの冷却後にさらに圧延した後に、高強度鋼板に再加熱を施してもよい（再加熱工程）。高強度鋼板に再加熱を施すことで、ＹＲ、λ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、再加熱温度は、（冷却停止温度＋５０℃）以上が好ましく、（冷却停止温度＋１００℃）以上がより好ましく、（冷却停止温度＋１５０℃）以上がさらに好ましい。一方、再加熱温度の上昇に伴い、マルテンサイトの焼戻しが進行し、ＴＳが低下することから、再加熱温度は、４５０℃以下が好ましく、４００℃以下がより好ましく、３８０℃以下がさらに好ましい。なお、上記再加熱温度の温度は鋼板表面温度を基準とする。
　［再加熱温度での保熱時間：５ｓ以上（好適条件）］
　前記再加熱温度で保熱することで、ＹＲ、λ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、前記再加熱温度での保熱時間は、５ｓ以上が好ましく、１０ｓ以上がより好ましく、１５ｓ以上がさらに好ましい。なお、前記再加熱温度での保熱時間の上限は特に規定しないが、ＴＳをより好適な範囲内とするためには、再加熱温度での保熱時間は、５００ｓ以下が好ましく、２５０ｓ以下がより好ましい。
　なお、前記再加熱温度から室温まで冷却してもよいが、前記再加熱温度から室温までの冷却速度は特に限定されず、任意の方法により室温まで冷却することができる。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。
　なお、高強度鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
　［高強度めっき鋼板の製造方法］
　上記のように製造した高強度鋼板の少なくとも片面に、めっき処理を施して高強度めっき鋼板を得ることができる。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきとを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記では亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。
　上記のように製造した高強度鋼板に、めっき処理を施してめっき鋼板を得ることができる。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきとを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記では亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。
　なお、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、高強度鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、溶融亜鉛めっき後に、亜鉛めっきの合金化処理を施すときの温度域は、４７０℃以上６００℃以下が好ましく、４７０℃以上５６０℃以下がより好ましい。４７０℃以上で合金化処理を行うことで、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度がより好適であり、生産性がより好適である。また、６００℃以下で合金化処理を行うことで、未変態オーステナイトがパーライトへ変態することを防ぎ、ＴＳがより好適である。また、電気亜鉛めっき処理を施してもよい。また、めっき付着量は片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７～１５質量％とすることが好ましい。
　なお、めっき処理については、上述焼鈍工程の後、高強度鋼板を冷却せずに加熱温度以下４００℃以上の温度域でめっき処理を施してもよいし、冷延鋼板を一旦４００℃未満まで冷却し、再度、鋼板温度を４００℃以上まで上昇した後にめっき処理を施してもよい。
　上述のめっき処理を施した高強度鋼板に圧延を施してもよい。圧延の伸長率は、０．０５％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。めっき処理後に実施する圧延の伸長率を０．０５％以上とすることで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。また、圧延の伸長率は、２．００％以下が好ましく、１．００％以下がより好ましい。めっき処理における圧延の伸長率を２．００％以下とすることで、残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内とし、曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度をより好適な範囲とすることができる。
　めっき処理後における圧延は、上述した連続焼鈍装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、上述した連続焼鈍装置とは不連続な装置上によって（オフラインで）行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上２．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、テンションレベラーやロールによる繰り返し曲げ等による加工の方法であっても構わない。また、めっき処理後における圧延後に再加熱処理を施しても良い。
　その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
　なお、高強度めっき鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
　なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
　［部材］
　つぎに、本発明の一実施形態に係る部材について、説明する。
　本発明の一実施形態に係る部材は、上記した本発明の一実施形態に係る高強度鋼板、又は、高強度めっき鋼板を用いてなる部材である。本発明の一実施形態に係る部材は、例えば、上記した本発明の一実施形態に係る高強度鋼板、又は、高強度めっき鋼板を、冷間プレス加工などにより、目的の形状に成形したものである。したがって、部材に成形後も高強度鋼板、及び、高強度めっき鋼板の鋼組織と諸特性を備えている。本発明の一実施形態に係る部材は、好適には、自動車の骨格構造部品用、または、自動車の補強部品用である。
　ここで、上記した本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板である。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は車体の軽量化に寄与できるので、特に、自動車の骨格構造部品用、または、自動車の補強部品用の部材全般に好適に用いることができる。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。冷却後、得られたスラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施した。表２に鋳造後の冷却速度、熱延条件、酸洗条件、冷延条件を示す。板厚１．４ｍｍの焼鈍前冷延鋼板を作製した。一部の実施例では板厚を変化させたものも製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　次いで、表２、３に示した条件で焼鈍、冷却、再加熱を施し、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。さらに、一部の薄鋼板にめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、および、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌ：０．１４～０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、また、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ２（両面めっき）程度とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）程度とした。また、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。めっき層をＺｎ－Ｎｉめっき層とするＥＧでは、めっき層中のＮｉ含有量を９質量％以上２５質量％以下とした。
　以上のようにして得られた高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法にしたがい、引張特性、伸びフランジ性（穴広げ性）、曲げ性およびスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を評価した。その結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　［引張試験］
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して直角方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳおよびＴＳを測定した。なお、本発明では、降伏比（ＹＲ）が６５％以上９０％以下の場合を寸法精度が高いと判断した。なお、ＹＲは上述の式（２）に記載の計算方法で算出した。
　［穴広げ試験］
　穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍにせん断し、ついで、せん断した鋼板にクリアランス：１２．５％で直径：１０ｍｍの穴を打ち抜いた。ついで、内径：７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で鋼板を抑え、その状態で、頂角：６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。そして、次式により、（限界）穴広げ率：λ（％）を求めた。
限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ここで、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。そして、限界穴広げ率：λが３０％以上の場合に、製造直後の伸びフランジ性に優れると判断した。
　［曲げ試験］
　曲げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２０２２に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。その後、押込み荷重が１００ｋＮ、押付け保持時間が５秒とする条件で、９０°Ｖ曲げ試験を行った。なお、本開示では、曲げ性は曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが約４．５、即ち、４．３～４．７となるＲにおいて、５サンプルの曲げ試験を実施した。次いで、５サンプル全ての曲げ頂点の稜線部におけるき裂の長さを評価し、き裂長さが２００μｍ以下の場合、曲げ性に優れると判断した。ここで、き裂長さは、曲げ頂点の稜線部をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）を用いて、４０～１６０倍の倍率で測定することにより評価した。
　［スポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れ試験］
　圧延方向を長手として、板厚１．４ｍｍ、長さ３０、幅１００ｍｍに切り出した試験片を、同サイズに切り出した、溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とした。次いで、サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機かつ先端径が６ｍｍの電極を用いて、該抵抗溶接機の電極に対して前記板組を５°傾け、下電極と下の鋼板の間に１．５ｍｍのクリアランスを設けた状態で抵抗溶接を施した。具体的には、前記板組に、加圧力：３．５ｋＮ、ホールドタイム：０．１６秒または０．２０秒、並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流および溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とした。次いで、溶接部を含むように前記溶接部付き板組を半切して、該溶接部の断面を光学顕微鏡（２００倍）で観察し、上述の基準でスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を評価した。また、一部のサンプルでは、板厚を０．８ｍｍおよび２．３ｍｍで、同様の評価を実施した。
　前述した方法にしたがって、マルテンサイト及びフェライトの面積率、残留オーステナイトの体積率、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度、及び、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を求めた。また、残部組織について、以下に記載の方法にて観察した。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させた。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭを用いて、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察した。得られた組織画像から残部組織として炭化物を識別した。
　表４に示すように、本発明例では、ＴＳ、ＹＲ、λ、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性が優れている。一方、比較例では、ＴＳ、ＹＲ、λ、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性のいずれか一つ以上が劣っている。
　以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されない。
　本発明によれば、伸びフランジ性、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られる。
　特に、本発明の高強度鋼板は、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れるので、高い部品強度を得ながら、種々の大きさおよび形状の自動車の骨格構造部品などに適用することが可能である。これにより、車体軽量化による燃費向上を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
 

Claims (13)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％以下、および、
    Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下を含有するとともに、
    下記（１）式から求められる有効Ｔｉモル分率（ｘＴｉ，ｅｆｆ）が０．００１以上を満たし、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    板厚１／４位置において、
    マルテンサイトの面積率が６０％以上９９％以下、
    フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率が合計で０％超４０％以下である鋼組織と、
    方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下、
    大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が１５０個／ｍｍ２以下である、
    高強度鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    ｘＴｉ，ｅｆｆ＝ｘＴｉ－ｘＮ－ｘＳ・・・（１）
    なお、式中のｘＴｉ、ｘＮ、ｘＳは各元素の鋼板中含有量（モル分率）を表す。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．２００％以下、
    Ｔａ：０．１０％以下、
    Ｗ：０．１０％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｃｏ：０．０１０％以下、
    Ｎｉ：１．００％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｃａ：０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０．１００％以下、
    Ｔｅ：０．１００％以下、
    Ｈｆ：０．１０％以下、
    Ｂｉ：０．２００％以下、
    のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板の少なくとも片面にめっき層を有する、高強度めっき鋼板。
  4. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブとし、
    ７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／ｈｒ以上５００℃／ｈｒ以下として前記鋼スラブを冷却し、
    　次いで、前記鋼スラブを、９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度を２５℃／ｍｉｎ以下、１１５０℃以上のスラブ加熱温度まで、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を２０分以上として加熱し、
    次いで、前記鋼スラブに、粗圧延出側温度が１１００℃以上、仕上げ圧延入側温度が１０５０℃以上とする熱間圧延を施して熱延板とし、
    次いで、前記熱延板に酸洗を施して酸洗板とし、
    次いで、前記酸洗板に、累積圧下率を２０％以上９５％以下、および、冷間圧延の最終パスの通板速度を５０ｍｐｍ以上として冷間圧延を施して冷延板とし、
    　次いで、前記冷延板を７８０℃以上の加熱温度まで加熱する焼鈍工程を行い、
    　次いで、前記冷延板を加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の条件で第一冷却する、高強度鋼板の製造方法。
  5. 　前記第一冷却の後、さらに、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上とする第二冷却を行う、請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記第一冷却の後、さらに、１００℃以上４５０℃以下の保熱温度で５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記第一冷却の後、さらに、冷却停止温度を２５０℃以下とし、次いで、前記冷延板を、（前記冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の再加熱温度に再加熱して該再加熱温度にて５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
  8. 　請求項４に記載の焼鈍工程の後、前記冷延板の少なくとも片面にめっき処理を施すめっき工程を行う、高強度めっき鋼板の製造方法。
  9. 　前記第一冷却の後、さらに、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上とする第二冷却を行う、請求項８に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
  10. 　前記第一冷却の後、さらに、１００℃以上４５０℃以下の保熱温度で５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、請求項８に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記第一冷却の後、さらに、冷却停止温度を２５０℃以下とし、次いで、前記冷延板を、（前記冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の再加熱温度に再加熱して該再加熱温度にて５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、請求項８に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
  12. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
  13. 　請求項３に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
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