WO2022172540A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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Definitions
- the present invention relates to a high-strength steel sheet with excellent formability suitable as members used in industrial fields such as automobiles and electrics, and a manufacturing method thereof.
- An object of the present invention is to obtain a high-strength steel sheet having a small amount of hydrogen inherent in the steel and excellent resistance to hydrogen bending embrittlement.
- a high-strength steel sheet that utilizes deformation-induced transformation of retained austenite has been proposed as a steel sheet with excellent high strength and high ductility.
- Such a steel sheet exhibits a structure with retained austenite, and while the steel sheet is easily formed due to the retained austenite during forming, the retained austenite turns into martensite after forming, resulting in high strength.
- Patent Document 1 proposes a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa or more and a total elongation (EL) of 30% or more and having extremely high ductility using deformation-induced transformation of retained austenite.
- a steel sheet is manufactured by performing so-called austempering, in which a steel sheet having C, Si, and Mn as basic components is austenitized and then quenched in the bainite transformation temperature range and kept isothermally.
- Retained austenite is generated by enrichment of C in austenite by this austempering treatment, but a large amount of C exceeding 0.3% is required to obtain a large amount of retained austenite.
- Patent Document 2 also discloses that a steel containing 3.0% by mass or more and 7.0% by mass or less of Mn is used and subjected to heat treatment in a two-phase region of ferrite and austenite. As a result, by concentrating Mn in the untransformed austenite, stable retained austenite is formed and the total elongation is improved. However, since the heat treatment time is short and the diffusion rate of Mn is slow, it is presumed that the enrichment of Mn is insufficient in order to achieve not only elongation but also hole expansibility and bendability.
- Patent Document 3 discloses that a hot-rolled sheet is subjected to long-term heat treatment in a two-phase region of ferrite and austenite using steel containing 0.50% by mass or more and 12.00% by mass or less of Mn.
- Mn concentration in untransformed austenite is accelerated to form retained austenite with a large aspect ratio, thereby improving uniform elongation.
- improvement of hole expansibility, bendability, and elongation are not considered.
- Patent Document 4 an annealed steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet, or hot-dip galvannealed steel sheet after annealing is held in a temperature range of 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower for 1800 seconds or more and 43200 or less, so that hydrogen in the steel A method for reducing the amount is disclosed.
- improvement of bendability by reducing the amount of hydrogen in steel has not been studied.
- the present invention has been made in view of the above-mentioned current situation, and its purpose is to have a TS (tensile strength) of 980 MPa or more, excellent formability, and a low amount of hydrogen contained in the steel.
- An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having resistance to hydrogen bending embrittlement and a method for producing the same.
- the formability referred to here indicates ductility, hole expansibility, and bendability.
- the present inventors have made intensive studies from the viewpoint of the chemical composition and manufacturing method of steel sheets in order to manufacture high-strength steel sheets having excellent formability, and found the following. rice field.
- the steel sheet produced as described above has a ferrite content of 1% or more and 40% or less, a fresh martensite content of less than 1.0%, and a total area ratio of bainite and tempered martensite of 40% or more and 90% or less. It has a steel structure with a retained austenite of 6% or more.
- the steel structure has a value obtained by dividing the average Mn amount (mass%) in the retained austenite by the average Mn amount (mass%) in the ferrite is 1.1 or more, and the residual aspect ratio is 2.0 or more
- the value obtained by dividing the average C content (mass%) in austenite by the average C content (mass%) in ferrite is 3.0 or more, and the diffusible hydrogen content in steel is 0.3 mass ppm or less It was found that it is possible to manufacture a high-strength steel sheet having the characteristic excellent formability and hydrogen bending embrittlement resistance.
- the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
- the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows. [1] C: 0.030% to 0.250%, Si: 0.01% to 3.00%, Mn: 2.00% to 8.00%, P: 0.030% to 0.250%, Si: 0.01% to 3.00%, Mn: 2.00% to 8.00% 100% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.0100% or less, Al: 0.001% or more and 2.000% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
- the ratio of ferrite is 1% to 40%, the fresh martensite is less than 1.0%, the sum of bainite and tempered martensite is 40% to 90%, and the retained austenite is 6% or more and a structure, wherein the value obtained by dividing the average Mn amount (mass%) in the retained austenite by the average Mn amount (mass%) in the ferrite is 1.1 or more, and the aspect ratio is 2.0 or more.
- the value obtained by dividing the average C content (mass%) in the retained austenite by the average C content (mass%) in the ferrite is 3.0 or more, and the diffusible hydrogen content in the steel is 0.3 mass ppm or less.
- High strength steel plate is 1% to 40%, the fresh martensite is less than 1.0%, the sum of bainite and tempered martensite is 40% to 90%, and the retained austenite is 6% or more and a structure, wherein the value obtained by dividing the average Mn amount (mass%) in the retained austenite by the average M
- the component composition is, in mass %, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.500% or less, W: 0.500% or less, B: 0.0050% Below, Ni: 1.000% or less, Cr: 1.000% or less, Mo: 1.000% or less, Cu: 1.000% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, At least one element selected from Ta: 0.100% or less, Zr: 0.200% or less, Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, and REM: 0.0050% or less.
- [3] The high-strength steel sheet according to [1] or [2], wherein the value obtained by dividing the area ratio of massive retained austenite by the area ratio of total retained austenite and massive fresh martensite is 0.5 or less.
- [4] The high-strength steel sheet according to any one of [1] to [3], further having a galvanized layer on the surface.
- [5] The high-strength steel sheet according to [4], wherein the galvanized layer is an alloyed galvanized layer.
- [6] The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of [1] to [3], wherein the steel slab having the chemical composition according to [1] or [2] is heated and finish-rolled.
- the present invention it is possible to obtain a high-strength steel sheet that has a TS (tensile strength) of 980 MPa or more and is excellent in formability after plating, particularly ductility as well as hole expansibility and bendability.
- TS tensile strength
- the high-strength steel sheet obtained by the production method of the present invention for example, to automotive structural members, it is possible to improve fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body, and the industrial utility value is extremely high.
- % indicating the content of a component element means “% by mass” unless otherwise specified.
- C 0.030% or more and 0.250% or less C is an element necessary for generating a low temperature transformation phase such as martensite and increasing strength. In addition, it is an effective element for improving the stability of retained austenite and improving the ductility of steel. If the amount of C is less than 0.030%, ferrite is excessively formed and the desired strength cannot be obtained. Moreover, it is difficult to secure a sufficient area ratio of retained austenite, and good ductility cannot be obtained. On the other hand, if C is contained in excess of 0.250%, the area ratio of hard martensite becomes excessive, and microvoids at grain boundaries of martensite increase during the hole expansion test, and cracks occur. propagation progresses, and the hole expansibility decreases.
- the amount of C is set to 0.030% or more and 0.250% or less.
- a preferable lower limit is 0.080% or more.
- a preferable upper limit is 0.200% or less.
- Si 0.01% or more and 3.00% or less Si improves the work hardening ability of ferrite and is therefore effective in ensuring good ductility. If the amount of Si is less than 0.01%, the effect of the Si content becomes poor, so the lower limit was made 0.01%. However, an excessive Si content of more than 3.00% causes embrittlement of the steel, making it difficult to ensure ductility and causing deterioration of the surface properties due to the generation of red scale and the like. Furthermore, it invites deterioration of the plating quality. Therefore, Si should be 0.01% or more and 3.00% or less. A preferable lower limit is 0.20% or more. Also, the upper limit is preferably 2.00% or less, more preferably less than 1.20%.
- Mn 2.00% or more and 8.00% or less Mn is an extremely important element in the present invention.
- Mn is an element that stabilizes retained austenite, is effective in ensuring good ductility, and is an element that increases the strength of steel through solid-solution strengthening. Such an effect is recognized when the Mn content of the steel is 2.00% or more. However, an excessive Mn content of more than 8.00% forms a non-uniform band-like structure due to Mn segregation, degrading bendability. From this point of view, the Mn content is set to 2.00% or more and 8.00% or less.
- a preferable lower limit is 2.30% or more, more preferably 2.50% or more.
- the upper limit is preferably 6.00% or less, more preferably 4.20% or less.
- P 0.100% or less
- P is an element that has a solid-solution strengthening action and can be contained according to the desired strength. If the amount of P exceeds 0.100%, the weldability is deteriorated, and when zinc plating is alloyed, the alloying speed is lowered and the quality of the zinc plating is impaired.
- the lower limit may be 0%, it is preferably 0.001% or more in terms of production costs. Therefore, the amount of P is set to 0.100% or less. A more preferable lower limit is 0.005% or more. Moreover, a preferable upper limit is 0.050% or less.
- S 0.0200% or less S segregates at grain boundaries to embrittle the steel during hot working, and is present as sulfides to reduce local deformability. Therefore, the amount should be 0.0200% or less, preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less. Although the lower limit may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in terms of production costs. Therefore, the amount of S is set to 0.0200% or less. A preferred upper limit is 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.
- N 0.0100% or less
- N is an element that deteriorates the aging resistance of steel.
- a more preferable lower limit is 0.0010% or more.
- a preferable upper limit is 0.0070% or less.
- Al 0.001% to 2.000%
- Al is an element that expands the two-phase region of ferrite and austenite and reduces the annealing temperature dependence of mechanical properties, that is, is an element effective for material stability. If the content of Al is less than 0.001%, the effect of the content becomes poor, so the lower limit was made 0.001%.
- Al acts as a deoxidizing agent and is an element effective in improving the cleanliness of steel, and is preferably added in the deoxidizing process. However, a large content exceeding 2.000% increases the risk of steel chip cracking during continuous casting, lowering productivity. From this point of view, the Al content is set to 0.001% or more and 2.000% or less.
- a preferable lower limit is 0.200% or more.
- a preferable upper limit is 1.200% or less.
- Ti 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.500% or less, W: 0.500% or less, B: 0.0050% Below, Ni: 1.000% or less, Cr: 1.000% or less, Mo: 1.000% or less, Cu: 1.000% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, At least one element selected from Ta: 0.1000% or less, Zr: 0.200% or less, Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, and REM: 0.0050% or less can be included.
- Ti 0.200% or less Ti is effective for precipitation strengthening of steel. Since it is possible to ensure spreadability, it may be contained as necessary. However, if it exceeds 0.200%, the area ratio of hard martensite becomes excessive, and microvoids at the grain boundaries of martensite increase during the hole expansion test, and crack propagation progresses. , the hole expansibility may decrease. Therefore, when Ti is contained, the content is made 0.200% or less.
- a preferable lower limit is 0.005% or more, more preferably 0.010% or more.
- a preferable upper limit is 0.100% or less.
- Nb 0.200% or less
- V 0.500% or less
- W 0.500% or less
- B 0.0050% or less B has the effect of suppressing the formation and growth of ferrite from the austenite grain boundary, and by improving the strength of ferrite, the hard second phase (martensite or retained austenite) Since it is possible to reduce the difference in hardness and ensure better hole expandability, it may be contained as necessary. However, if it exceeds 0.0050%, moldability may deteriorate. Therefore, when B is contained, its content shall be 0.0050% or less.
- a preferable lower limit is 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more.
- a preferable upper limit is 0.0030% or less.
- Ni 1.000% or less
- Ni is an element that stabilizes retained austenite and is effective in ensuring better ductility. may be included depending on
- the content exceeds 1.000%, the area ratio of hard martensite becomes excessive, and microvoids at the grain boundaries of martensite increase during the hole expansion test, and crack propagation progresses. and the hole expansibility deteriorates. Therefore, when Ni is contained, its content is 1.000% or less, preferably 0.005% or more and 1.000% or less.
- Cr: 1.000% or less, Mo: 1.000% or less Cr and Mo have the effect of improving the balance between strength and ductility, so they can be contained as necessary.
- Cr: 1.000% and Mo: 1.000% are excessively contained, respectively, the area ratio of hard martensite becomes excessive, and during the hole expansion test, microvoids at the grain boundaries of martensite increases, crack propagation progresses, and the hole expansibility may decrease. Therefore, when these elements are contained, their amounts are Cr: 1.000% or less and Mo: 1.000% or less, preferably Cr: 0.005% or more and 1.000% or less, Mo: 0.005% or more and 1.000% or less.
- Cu 1.000% or less
- Cu is an element effective for strengthening steel, and may be used for strengthening steel if necessary within the range specified in the present invention.
- the content exceeds 1.000%, the area ratio of hard martensite becomes excessive, and microvoids at the grain boundaries of martensite increase during the hole expansion test, and crack propagation progresses. and the hole expansibility deteriorates. Therefore, when Cu is contained, the amount is 1.000% or less, preferably 0.005% or more and 1.000% or less.
- Sn 0.200% or less
- Sb 0.200% or less
- Sn and Sb are added as necessary from the viewpoint of suppressing decarburization of a region of about several tens of ⁇ m in the surface layer of the steel sheet caused by nitridation or oxidation of the steel sheet surface. contains. It is effective in suppressing such nitriding and oxidation, preventing a reduction in the area ratio of martensite on the surface of the steel sheet, and ensuring strength and material stability, so it may be contained as necessary. On the other hand, an excessive content of any of these elements exceeding 0.200% causes a decrease in toughness. Therefore, when Sn and Sb are contained, their contents should each be 0.200% or less, preferably 0.002% or more and 0.200% or less.
- Ta 0.100% or less Ta, like Ti and Nb, forms alloy carbides and alloy carbonitrides and contributes to high strength. In addition, it partially dissolves in Nb carbides and Nb carbonitrides and forms composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N), thereby significantly suppressing coarsening of precipitates and precipitation strengthening. It is considered that there is an effect of stabilizing the contribution to strength by Therefore, Ta may be contained as necessary. On the other hand, even if Ta is added excessively, the effect of stabilizing precipitates is saturated and the alloy cost increases. Therefore, when Ta is contained, its content is 0.100% or less, preferably 0.001% or more and 0.100% or less.
- Zr 0.200% or less
- Zr is an element effective for making the shape of sulfides spherical and improving the adverse effects of sulfides on bendability, so it may be contained as necessary.
- an excessive content exceeding 0.200% causes an increase in inclusions and the like, and causes surface and internal defects. Therefore, when Zr is contained, its content should be 0.200% or less, preferably 0.0005% or more and 0.0050% or less.
- Ca 0.0050% or less
- Mg 0.0050% or less
- REM 0.0050% or less
- Ca, Mg, and REM spheroidize the shape of sulfides and improve the adverse effects of sulfides on hole expansibility. Since it is an effective element for However, an excessive content exceeding 0.0050%, respectively, causes an increase in inclusions and the like, and causes surface and internal defects. Therefore, when Ca, Mg, and REM are contained, their content should be 0.0050% or less, preferably 0.0005% or more and 0.0050% or less.
- the balance other than the above components is Fe and unavoidable impurities.
- the ferrite referred to here refers to polygonal ferrite, granular ferrite, and acicular ferrite, and is ferrite that is relatively soft and highly ductile. Preferably, it is 3% or more and 30% or less.
- Area ratio of fresh martensite less than 1.0%
- Fresh martensite has a large hardness difference from the soft ferrite phase, and therefore the hole expandability is deteriorated during punching due to the hardness difference. Therefore, the area ratio of fresh martensite needs to be less than 1.0% in order to ensure good hole expansibility.
- the sum of the area ratios of bainite and tempered martensite is 40% to 90% Bainite and tempered martensite are structures that are effective in increasing hole expandability. If the sum of the area ratios of bainite and tempered martensite is less than 40%, good hole expandability cannot be obtained. Therefore, the sum of the area ratios of bainite and tempered martensite must be 40% or more. On the other hand, if the sum of the area ratios of bainite and tempered martensite exceeds 90%, desired retained austenite responsible for ductility cannot be obtained, and good ductility cannot be obtained. Therefore, the sum of the area ratios of bainite and tempered martensite must be 90% or less. It is preferably 50% or more and 85% or less.
- the area ratios of ferrite, fresh martensite, tempered martensite and bainite are 3 vol. 10 fields of view at a magnification of 2000 times using a SEM (scanning electron microscope) at a position of 1/4 of the plate thickness (position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) corroded with % nital Using the observed and obtained structure images, the area ratio of each structure (ferrite, fresh martensite, tempered martensite, bainite) was calculated for 10 fields of view using Media Cybernetics' Image-Pro, and these values can be calculated by averaging In the above structure images, ferrite has a gray structure (base structure), martensite has a white structure, tempered martensite has a gray internal structure inside the white martensite, and bainite has many linear grain boundaries. It presents a tissue with a dark gray color.
- Area ratio of retained austenite 6% or more
- the area ratio of retained austenite must be 6% or more. Preferably it is 8% or more. More preferably, it is 10% or more.
- the area ratio of retained austenite is obtained by polishing the steel plate from the 1/4 thickness position to the surface of 0.1 mm, and then chemically polishing the steel plate by 0.1 mm. , using CoK ⁇ rays with an X-ray diffractometer, each of the diffraction peaks of the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ planes of fcc iron and the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , and ⁇ 220 ⁇ planes of bcc iron. The integrated intensity ratio was measured, and the obtained nine integrated intensity ratios were averaged.
- the average Mn amount (mass%) in retained austenite is the average Mn amount in ferrite ( It is a very important configuration matter in the present invention that the value divided by mass %) is 1.1 or more.
- the area ratio of Mn-enriched stable retained austenite must be high. Preferably it is 1.2 or more.
- the value obtained by dividing the average C content (mass%) in retained austenite with an aspect ratio of 2.0 or more by the average C content (mass%) in ferrite is 3.0 or more Aspect ratio (long axis / short axis) is 2 It is an important configuration matter in the present invention that the value obtained by dividing the average C amount (% by mass) in retained austenite of 0.0 or more by the average C amount (% by mass) in ferrite is 3.0 or more.
- the area ratio of stable retained austenite in which C is concentrated must be high. Preferably it is 5.0 or more.
- the upper limit of the aspect ratio of retained austenite is not particularly defined, it may be preferably 20.0 or less.
- the amount of C and Mn in the retained austenite and ferrite is measured using FE-EPMA (Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer) to each phase in the cross section in the rolling direction at the position of 1/4 of the plate thickness. can be obtained by quantifying the Mn distribution state of , and obtaining the average value of the quantitative analysis results of 30 retained austenite grains and 30 ferrite grains.
- FE-EPMA Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer
- Amount of diffusible hydrogen in steel is 0.3 ppm by mass or less In order to ensure good hydrogen bending embrittlement resistance, it is important that the amount of diffusible hydrogen in steel is 0.3 ppm by mass or less. Preferably, it is 0.20 mass ppm or less. Although the lower limit of the amount of diffusible hydrogen in steel is not particularly specified, the amount of diffusible hydrogen in steel can be 0.01 ppm by mass or more due to production technology restrictions.
- the method for measuring the amount of diffusible hydrogen in steel is as follows. A test piece with a length of 30 mm and a width of 5 mm is taken from the product coil.
- the hot-dip galvanized layer or the alloyed hot-dip galvanized layer of the test piece is removed by grinding or alkali. Thereafter, the amount of hydrogen released from the test piece is measured by thermal desorption spectrometry (TDS). Specifically, the test piece was continuously heated from room temperature to 300°C at a temperature increase rate of 200°C/h, then cooled to room temperature, and the cumulative amount of hydrogen released from the test piece from room temperature to 210°C was measured. , the amount of diffusible hydrogen in steel.
- TDS thermal desorption spectrometry
- the value obtained by dividing the area ratio of massive retained austenite by the area ratio of total retained austenite and massive fresh martensite is 0.5 or less. Transformation occurs in a high-strain region, increasing the difference in hardness with surrounding grains and possibly deteriorating hole expansibility. Therefore, the value obtained by dividing the area ratio of massive retained austenite by the area ratio of total retained austenite and massive fresh martensite is preferably 0.5 or less. More preferably, it is 0.4 or less.
- massive retained austenite is austenite having an aspect ratio of less than 2.0.
- the value obtained by dividing the average Mn amount (% by mass) in the retained austenite by the average Mn amount (% by mass) in the ferrite multiplied by the average aspect ratio of the retained austenite is 3.0 or more.
- it is 4.0 or more.
- a suitable upper limit is 20.0 or less.
- the steel structure of the present invention contains carbides such as pearlite and cementite in an area ratio of 10% or less in addition to ferrite, fresh martensite, bainite, tempered martensite and retained austenite, No loss of effectiveness.
- the high-strength steel sheet may further have a galvanized layer.
- the galvanized layer may be an alloyed galvanized layer subjected to an alloying treatment.
- the heating temperature of the slab is preferably 1100°C or higher and 1300°C or lower. Precipitates that exist during the heating stage of the steel slab exist as coarse precipitates in the steel plate finally obtained and do not contribute to strength. is preferred. Therefore, it is preferable to set the heating temperature of the steel slab to 1100° C. or higher.
- the heating temperature of the steel slab is preferably 1100 ° C. or higher from the viewpoint of scaling off defects such as bubbles and segregation on the slab surface layer, reducing cracks and unevenness on the steel plate surface, and achieving a smooth steel plate surface.
- the heating temperature of the steel slab exceeds 1300°C, scale loss may increase as the amount of oxidation increases. More preferably, the temperature is 1150° C. or higher and 1250° C. or lower.
- steel slabs are preferably manufactured by continuous casting, but they can also be manufactured by ingot casting or thin slab casting.
- the steel slab is not cooled to room temperature and is charged into the heating furnace as it is or is slightly heat-retained.
- An energy-saving process such as direct rolling that rolls immediately afterwards can also be applied without problems.
- the slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions, but when the heating temperature is lowered, a bar heater or the like is used before finish rolling from the viewpoint of preventing troubles during hot rolling. It is preferred to heat the seat bar.
- Finish rolling delivery temperature of hot rolling 750° C. or more and 1000° C. or less
- the steel slab after heating is hot rolled by rough rolling and finish rolling to form a hot rolled steel sheet.
- the finishing temperature exceeds 1000°C
- the amount of oxide (scale) produced increases rapidly, the interface between the base iron and the oxide becomes rough, and the surface quality after pickling and cold rolling tends to deteriorate. It is in.
- hot-rolled scale remains partially after pickling, it adversely affects ductility and hole expansibility.
- the crystal grain size becomes excessively coarse, which may cause surface roughness of the pressed product during processing.
- the finishing temperature is less than 750°C
- the rolling load increases, the rolling load increases, and the rolling reduction in the non-recrystallized state of austenite increases, resulting in the development of an abnormal texture and the in-plane deformation of the final product.
- the anisotropy becomes conspicuous, and not only the homogeneity of the material (stability of the material) is impaired, but also the ductility itself is lowered. Therefore, it is necessary to set the finish rolling delivery temperature of hot rolling to 750° C. or more and 1000° C. or less.
- the temperature is preferably 800° C. or higher and 950° C. or lower.
- Coiling temperature after hot rolling 300° C. or more and 750° C. or less
- the coiling temperature after hot rolling exceeds 750° C.
- the grain size of ferrite in the hot-rolled sheet structure increases, and the desired final annealed sheet temperature is reached. It becomes difficult to ensure strength.
- the coiling temperature after hot rolling is less than 300 ° C.
- the strength of the hot-rolled sheet increases, the rolling load in cold rolling increases, and the sheet shape is defective, resulting in a decrease in productivity. do. Therefore, it is necessary to set the coiling temperature after hot rolling to 300° C. or higher and 750° C. or lower.
- the temperature is preferably 400° C. or higher and 650° C. or lower.
- finish rolling may be continuously performed.
- the rough-rolled sheet may be wound once.
- part or all of finish rolling may be lubricated rolling in order to reduce the rolling load during hot rolling.
- Performing lubrication rolling is also effective from the viewpoint of homogenizing the shape of the steel sheet and homogenizing the quality of the steel sheet.
- the coefficient of friction during lubricating rolling is preferably 0.10 or more and 0.25 or less.
- the hot-rolled steel sheets manufactured in this way are pickled as necessary. Since pickling can remove oxides on the surface of the steel sheet, it is preferably carried out in order to ensure good chemical convertability and plating quality of the high-strength steel sheet as the final product.
- the pickling may be performed once, or may be performed in a plurality of times.
- the cold rolling reduction is not particularly limited, but is preferably 5% to 60%.
- Holding for more than 1800 s in a temperature range of Ac 1 transformation point or less can soften the steel sheet for subsequent cold rolling, so if necessary to implement.
- Mn is concentrated in the austenite, and after cooling, hard martensite and retained austenite are generated, and the steel sheet may not be softened.
- the strain after hot rolling cannot be removed, and the steel sheet may not be softened.
- the heat treatment method may be either continuous annealing or batch annealing.
- it is cooled to room temperature, but the cooling method and cooling rate are not particularly specified, and any cooling such as furnace cooling in batch annealing, air cooling and gas jet cooling in continuous annealing, mist cooling, water cooling, etc. I do not care.
- pickling treatment a conventional method may be used.
- the Mn surface is not sufficiently thickened to ensure subsequent plating quality.
- the Mn surface concentrate excessively and the plating quality deteriorates, but also the austenite grains during annealing coarsen, so that in the subsequent cooling process, retained austenite with a small aspect ratio nuclei remain, the desired structure cannot be obtained, and the ductility, hole expansibility and bendability are lowered.
- Cooling to a cooling stop temperature below the martensitic transformation start temperature In the case of a cooling stop temperature above the martensitic transformation start temperature, if the amount of martensite to be transformed is small, all untransformed austenite will be transformed into martensite in the final cooling, and the aspect A nucleus of retained austenite with a large ratio cannot be obtained. As a result, in the subsequent annealing process (corresponding to the second annealing treatment of the cold-rolled sheet in the Examples), retained austenite is formed from grain boundaries, and retained austenite with a small aspect ratio increases, resulting in the desired structure being obtained. do not have.
- the martensite transformation start temperature is -250°C or more and the martensite transformation start temperature is -50°C or less.
- the holding time exceeds 1800 s, the nucleus of retained austenite with a large aspect ratio decomposes, the retained austenite with a small aspect ratio increases, Mn does not concentrate in the retained austenite, and the desired structure cannot be obtained.
- a cooling method is not particularly limited, and a known method may be used.
- Hold for 20 s or more and 600 s or less in a temperature range of Ac 1 transformation point ⁇ 20 ° C. or higher (corresponding to the second annealing treatment of the cold-rolled sheet in the example) Holding in the temperature range of Ac 1 transformation point -20°C or higher for 20 to 600 seconds is a very important invention constituent feature in the present invention. If the temperature range is less than Ac 1 transformation point ⁇ 20° C. and less than 20 seconds, the amount of austenite during annealing is small and the area ratio of ferrite is large, making it difficult to secure TS. In addition, carbides formed during temperature rise remain undissolved, making it difficult to secure a sufficient area ratio of retained austenite, resulting in a decrease in ductility.
- the austenite coarsens during annealing, so the Mn diffusion into the austenite becomes insufficient and does not thicken, leaving a sufficient area ratio of retained austenite for ensuring ductility. can't get
- Cooling to a cooling stop temperature below the martensite transformation start temperature In the case of a cooling stop temperature above the martensite transformation temperature, the amount of martensite that transforms is small, and the amount of martensite that is tempered by subsequent reheating is small, and the desired tempering is achieved. The amount of martensite is not obtained.
- the martensite transformation start temperature is -250°C or more and the martensite transformation start temperature is -30°C or less.
- the reheating temperature is maintained for 2 seconds or longer and 600 seconds or shorter.
- the fresh martensite is not tempered and the desired structure is obtained.
- the reheating temperature is higher than 480°C, the bainite transformation is retarded, the desired structure cannot be obtained, carbides precipitate, the austenite is less stabilized, and the desired amount of retained austenite cannot be obtained.
- the time is less than 2 s, the fresh martensite is not tempered, C is not concentrated in ⁇ having a large aspect ratio, and a desired structure cannot be obtained.
- carbide precipitates during bainite transformation the amount of C in retained austenite decreases, and the desired structure cannot be obtained.
- the obtained high-strength steel sheet is subjected to plating treatment as necessary.
- the steel sheet subjected to the annealing treatment is immersed in a zinc plating bath at 440 ° C. or higher and 500 ° C. or lower to perform hot-dip galvanizing treatment, and then by gas wiping or the like, the coating amount is reduced. to adjust.
- a galvanizing bath having an Al content of 0.08% or more and 0.30% or less.
- galvanizing alloying treatment is performed in a temperature range of 450°C or higher and 600°C or lower after hot-dip galvanizing treatment. If the alloying treatment is performed at a temperature exceeding 600° C., untransformed austenite transforms into pearlite, and the desired area ratio of retained austenite cannot be ensured, and ductility may decrease. Therefore, when the alloying treatment for zinc plating is performed, it is preferable to perform the alloying treatment for zinc plating in the temperature range of 450°C or higher and 600°C or lower.
- the martensitic transformation start temperature is preferably 50°C or higher and -30°C or lower.
- the retained austenite is decomposed, and a sufficient volume fraction of retained austenite cannot be obtained, resulting in a decrease in ductility of the steel.
- the upper limit of the retention time is not particularly defined, it can be 43200 seconds or less due to production technology restrictions.
- annealing is preferably performed in continuous annealing equipment.
- a series of treatments such as annealing, hot-dip galvanizing, and galvanizing treatment are preferably carried out in a CGL (Continuous Galvanizing Line), which is a hot-dip galvanizing line.
- the "high-strength steel sheet” and “high-strength hot-dip galvanized steel sheet” can be subjected to skin-pass rolling for the purpose of correcting the shape and adjusting the surface roughness.
- the rolling reduction of skin pass rolling is preferably in the range of 0.1% or more and 2.0% or less. If it is less than 0.1%, the effect is small and control is difficult, so this is the lower limit of the favorable range. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the productivity drops significantly, so this is the upper limit of the favorable range.
- Skin pass rolling may be performed online or off-line. Moreover, the skin pass with the target rolling reduction may be performed at once, or may be performed in several steps. Various coating treatments such as resin and oil coating can also be applied.
- the plate thicknesses of CR, GI, and GA were 1.0 mm or more and 1.8 mm or less.
- the hot-dip galvanizing bath a zinc bath containing 0.19% by mass of Al is used for hot-dip galvanized steel sheets (GI), and a zinc bath containing 0.14% by mass of Al is used for alloyed hot-dip galvanized steel sheets (GA). was used and the bath temperature was 465°C.
- the plating deposition amount was 45 g/m 2 per side (both sides plating), and the GA was adjusted so that the Fe concentration in the plating layer was 9% by mass or more and 12% by mass or less.
- the steel structure of the cross section of the obtained steel plate was observed by the above-described method, and the tensile properties, hole expansibility and bendability were investigated.
- Martensitic transformation start temperature (°C) 550 - 350 x (%C) - 40 x (%Mn) - 10 x (%Cu) - 17 x (%Ni) - 20 x (%Cr) - 10 x (%Mo) - 35 x (%V ) ⁇ 5 ⁇ (% W) + 30 ⁇ (% Al)
- Ac 1 transformation point (°C) 751 ⁇ 16 ⁇ (%C)+11 ⁇ (%Si) ⁇ 28 ⁇ (%Mn) ⁇ 5.5 ⁇ (%Cu) ⁇ 16 ⁇ (%Ni)+13 ⁇ (%Cr)+3.4 ⁇ (% Mo)
- Ac 3 transformation point (°C) 910 - 203 ⁇ (% C) + 45 x (% Si) - 30 x (% Mn) - 20 x (% Cu) - 15 x (% Ni) + 11 x (% Cr) +
- the tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241 (2011) using a JIS No. 5 test piece that was sampled so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction of the steel plate, and TS (tensile strength), EL (total elongation) was measured. The mechanical properties were judged to be good in the following cases.
- TS If 980 MPa or more and less than 1180 MPa, EL ⁇ 20%
- TS EL ⁇ 12% at 1180 MPa or more Hole expansibility was measured according to JIS Z 2256 (2010).
- Limit hole expansion rate ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 )/D 0 ⁇ 100
- Df is the hole diameter (mm) at the time of crack initiation
- D0 is the initial hole diameter (mm).
- TS ⁇ 15% when 980 MPa or more and less than 1180 MPa
- TS ⁇ 25% at 1180 MPa or higher
- a bending test piece with a width of 30 mm and a length of 100 mm is taken from each annealed steel sheet so that the rolling direction is the bending direction, and the measurement is performed based on the V block method of JIS Z 2248 (1996). carried out.
- it was determined that the bendability of the steel sheet was good when the limit bending R/t ⁇ 2.5 (t: thickness of the steel sheet) in 90° V-bending was satisfied.
- the resistance to hydrogen bending embrittlement was evaluated as follows from the above bending test.
- the hydrogen resistance in the present invention It was determined that the embrittlement property was good.
- (R / t) ' is obtained by leaving the same steel plate in the atmosphere for a long time to reduce the hydrogen in the steel inside, and then using TDS (Thermal Desorption Spectrometry) to reduce the amount of hydrogen in the steel to 0.00 ppm by mass. It was measured by performing a bending test after confirming that it became.
- All of the high-strength steel sheets of the present invention have a TS of 980 MPa or more, and high-strength steel sheets with excellent formability are obtained.
- the comparative examples are inferior in at least one of TS, EL, ⁇ , bendability, and hydrogen bending embrittlement resistance.
- the present invention it is possible to obtain a high-strength steel sheet having a TS (tensile strength) of 980 MPa or more and excellent formability and resistance to hydrogen bending embrittlement.
- TS tensile strength
- the high-strength steel sheet of the present invention for example, to structural members of automobiles, it is possible to improve fuel consumption by reducing the weight of the vehicle body, and the industrial utility value of the steel sheet is very large.
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Abstract
９８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、かつ、優れた延性、穴広げ性、曲げ性と耐水素曲げ脆化特性とを有する、高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。 所定の成分組成を有し、面積率で、フェライトが１％以上４０％以下、フレッシュマルテンサイトが１．０％未満であり、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの和が４０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトが６％以上である鋼組織を有し、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であり、かつ、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）をフェライト中の平均Ｃ量（質量％）で除した値が３．０以上であり、鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下である、高強度鋼板。
Description
本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される部材として好適な、成形性に優れた高強度鋼板および製造方法に関して、特に、９８０ＭＰa以上のＴＳ（引張強さ）を有し、鋼中に内在する水素量の少ない耐水素曲げ脆化特性に優れた高強度鋼板を得ようとするものである。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。その一方、鋼板の高強度化が成形性の低下を招く。さらに水素を含む還元性雰囲気下での焼鈍に伴い、鋼板中に水素が侵入し、この鋼板に内在する水素が曲げ性などの成形性を低下させる。そのため、高強度と高成形性、さらには耐水素脆化特性を併せ持つ材料の開発が望まれている。
高強度かつ高延性に優れた鋼板として、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した高強度鋼板が提案されている。このような鋼板は、残留オーステナイトを有した組織を呈し、鋼板の成形時には残留オーステナイトによって成形が容易である一方、成形後には残留オーステナイトがマルテンサイト化するため高強度を備えたものになる。
例えば、特許文献１では、引張強さが１０００ＭＰａ以上で、全伸び（ＥＬ）が３０％以上の残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した非常に高い延性を有する高強度鋼板が提案されている。このような鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後に、ベイナイト変態温度域に焼入れて等温保持する、いわゆるオーステンパー処理を行うことにより製造される。このオーステンパー処理によるオーステナイトへのＣの濃化により残留オーステナイトが生成されるが、多量の残留オーステナイトを得るためには０．３％を超える多量のＣ添加が必要となる。しかし、鋼中のＣ濃度が高くなるとスポット溶接性が低下し、とくに０．３％を超えるようなＣ濃度ではその低下が顕著であり、自動車用鋼板としては実用化が困難となっている。また、上記特許文献では、高強度薄鋼板の延性を向上させることを主目的としているため、穴広げ性については考慮されていない。
また特許文献２では、３．０質量％以上７．０質量％以下のＭｎを含有する鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理を施すことを開示している。この結果、未変態オーステナイト中へとＭｎを濃化させることで、安定な残留オーステナイトを形成させ全伸びを向上させている。しかしながら、熱処理時間が短く、Ｍｎの拡散速度は遅いため、伸びの他、穴広げ性や曲げ性を両立させるためには、Ｍｎの濃化が不十分であると推察される。
さらに特許文献３では、０．５０質量％以上１２．００質量％以下のＭｎを含有する鋼を用いて、熱延板にフェライトとオーステナイトの二相域で長時間熱処理を施すことを開示している。この結果、未変態オーステナイト中へのＭｎ濃化を促進させたアスペクト比の大きな残留オーステナイトを形成させ均一伸びを向上させている。しかしながら、穴広げ性の向上や曲げ性、及び、伸びの両立については検討されていない。
また、特許文献４には、焼鈍後の鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上４３２００以下保持することによって、鋼中水素量を低減させる方法が開示されている。しかし、鋼中水素量の低減による曲げ性の向上については検討されていない。
本発明は、上記の様な現状に鑑みなされたものであり、その目的は、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有し、かつ、優れた成形性と鋼中に内在する水素量の少ない耐水素曲げ脆化特性を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。ここで云う成形性とは、延性と穴広げ性、および曲げ性を示す。
本発明者らは、上記した課題を解決するべく、優れた成形性を有する高強度鋼板を製造するため、鋼板の成分組成および製造方法の観点から鋭意研究を重ねたところ、以下のことを見出した。
すなわち、２．００質量％以上８．００質量％以下のＭｎを含有し、Ｔｉなどのその他の合金元素の成分組成を適正に調整して、熱間圧延後、必要に応じて、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持し、必要に応じて、酸洗処理を施し、冷間圧延する。その後、Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、１２０℃以上４５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱する。その後、前記再加熱温度で２ｓ以上１８００ｓ以下保持後、室温まで冷却することで、続く焼鈍工程において、アスペクト比が大きく、かつＭｎとＣが著しく濃化した微細な残留オーステナイトの核となるＣが濃化したフィルム状オーステナイトが生成せしめることが重要であることを見出した。
また、前記冷却後、Ａｃ１変態点－２０℃以上の温度域で２０ｓ以上６００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、１２０℃以上４８０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱する。その後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持後、必要に応じてめっき処理を施し、室温以上マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却する。その後、さらに５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持することで、水素を効率よく脱離させ耐水素曲げ脆化特性が向上することを見出した。前記のように製造された鋼板は、面積率で、フェライトが１％以上４０％以下、フレッシュマルテンサイトが１．０％未満であり、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの和が４０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトが６％以上の鋼組織を有する。さらに当該鋼組織が、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であり、かつ、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）をフェライト中の平均Ｃ量（質量％）で除した値が３．０以上であり、鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下であることを特徴とする優れた成形性と耐水素曲げ脆化特性を有する高強度鋼板の製造が可能となることがわかった。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］ 質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、Ｍｎ：２．００％以上８．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、フェライトが１％以上４０％以下、フレッシュマルテンサイトが１．０％未満であり、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの和が４０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトが６％以上である鋼組織と、を有し、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であり、かつ、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）をフェライト中の平均Ｃ量（質量％）で除した値が３．０以上であり、鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下である、高強度鋼板。
［２］ 前記成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｚｒ：０．２００％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素をさらに含有する、［１］に記載の高強度鋼板。
［３］ 塊状残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトと塊状フレッシュマルテンサイトの面積率で除した値が０．５以下である、［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］ 表面に、さらに亜鉛めっき層を有する、［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］ 前記亜鉛めっき層が、合金化亜鉛めっき層である、［４］に記載の高強度鋼板。
［６］ ［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、［１］、または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、その後、Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、１２０℃以上４５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上１８００ｓ以下保持後、室温まで冷却し、その後、Ａｃ1変態点－２０℃以上の温度域で２０ｓ以上６００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、１２０℃以上４８０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持後、室温以上マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却し、さらに５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持する、高強度鋼板の製造方法。
［７］ 前記１２０℃以上４８０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持した後、且つ、前記室温以上マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却する前に、さらにめっき処理を施す、［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］ 前記めっき処理において、亜鉛めっき処理を施す、［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［９］ 前記亜鉛めっき処理に続いて、４５０℃以上６００℃以下で合金化処理を施す、［８］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１０］ 前記巻き取り後、冷間圧延前に、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持する、［６］～［９］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
［１］ 質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、Ｍｎ：２．００％以上８．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、フェライトが１％以上４０％以下、フレッシュマルテンサイトが１．０％未満であり、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの和が４０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトが６％以上である鋼組織と、を有し、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であり、かつ、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）をフェライト中の平均Ｃ量（質量％）で除した値が３．０以上であり、鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下である、高強度鋼板。
［２］ 前記成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｚｒ：０．２００％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素をさらに含有する、［１］に記載の高強度鋼板。
［３］ 塊状残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトと塊状フレッシュマルテンサイトの面積率で除した値が０．５以下である、［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］ 表面に、さらに亜鉛めっき層を有する、［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］ 前記亜鉛めっき層が、合金化亜鉛めっき層である、［４］に記載の高強度鋼板。
［６］ ［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、［１］、または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、その後、Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、１２０℃以上４５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上１８００ｓ以下保持後、室温まで冷却し、その後、Ａｃ1変態点－２０℃以上の温度域で２０ｓ以上６００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、１２０℃以上４８０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持後、室温以上マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却し、さらに５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持する、高強度鋼板の製造方法。
［７］ 前記１２０℃以上４８０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持した後、且つ、前記室温以上マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却する前に、さらにめっき処理を施す、［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］ 前記めっき処理において、亜鉛めっき処理を施す、［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［９］ 前記亜鉛めっき処理に続いて、４５０℃以上６００℃以下で合金化処理を施す、［８］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１０］ 前記巻き取り後、冷間圧延前に、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持する、［６］～［９］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有し、めっき処理後の成形性、特に延性のみならず穴広げ性と曲げ性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の製造方法によって得られた高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
以下、本発明を具体的に説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
（１）本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下
Ｃは、マルテンサイトなどの低温変態相を生成させて、強度を上昇させるために必要な元素である。また、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。Ｃ量が０．０３０％未満ではフェライトが過剰に生成し、所望の強度が得られない。
また、十分な残留オーステナイトの面積率を確保することが難しく、良好な延性が得られない。一方、Ｃを、０．２５０％を超えて過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性、アーク溶接性などが劣化する。こうした観点からＣ量を、０．０３０％以上０．２５０％以下とする。好ましい下限値は、０．０８０％以上である。また、好ましい上限値は０．２００％以下である。
Ｃは、マルテンサイトなどの低温変態相を生成させて、強度を上昇させるために必要な元素である。また、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。Ｃ量が０．０３０％未満ではフェライトが過剰に生成し、所望の強度が得られない。
また、十分な残留オーステナイトの面積率を確保することが難しく、良好な延性が得られない。一方、Ｃを、０．２５０％を超えて過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性、アーク溶接性などが劣化する。こうした観点からＣ量を、０．０３０％以上０．２５０％以下とする。好ましい下限値は、０．０８０％以上である。また、好ましい上限値は０．２００％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下
Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性の確保に有効である。Ｓｉ量が０．０１％に満たないとその含有効果が乏しくなるため、下限を０．０１％とした。しかしながら、３．００％を超えるＳｉの過剰な含有は、鋼の脆化を引き起こし、延性を確保することが困難になるばかりか赤スケールなどの発生による表面性状の劣化を引き起こす。さらに、めっき品質の低下を招く。そのため、Ｓｉは０．０１％以上３．００％以下とする。好ましい下限値は、０．２０％以上である。また、好ましい上限値は２．００％以下であり、より好ましくは、１．２０％未満である。
Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性の確保に有効である。Ｓｉ量が０．０１％に満たないとその含有効果が乏しくなるため、下限を０．０１％とした。しかしながら、３．００％を超えるＳｉの過剰な含有は、鋼の脆化を引き起こし、延性を確保することが困難になるばかりか赤スケールなどの発生による表面性状の劣化を引き起こす。さらに、めっき品質の低下を招く。そのため、Ｓｉは０．０１％以上３．００％以下とする。好ましい下限値は、０．２０％以上である。また、好ましい上限値は２．００％以下であり、より好ましくは、１．２０％未満である。
Ｍｎ：２．００％以上８．００％以下
Ｍｎは、本発明において極めて重要な元素である。Ｍｎは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。このような作用は、鋼のＭｎ量が２．００％以上で認められる。ただし、Ｍｎ量が８．００％を超える過剰な含有は、Ｍｎ偏析に起因した不均一なバンド状組織を形成し、曲げ性を劣化させる。こうした観点からＭｎ量を、２．００％以上８．００％以下とする。好ましい下限値は、２．３０％％以上、より好ましくは２．５０％以上である。また、好ましい上限値は、６．００％以下であり、より好ましくは、４．２０％以下である。
Ｍｎは、本発明において極めて重要な元素である。Ｍｎは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。このような作用は、鋼のＭｎ量が２．００％以上で認められる。ただし、Ｍｎ量が８．００％を超える過剰な含有は、Ｍｎ偏析に起因した不均一なバンド状組織を形成し、曲げ性を劣化させる。こうした観点からＭｎ量を、２．００％以上８．００％以下とする。好ましい下限値は、２．３０％％以上、より好ましくは２．５０％以上である。また、好ましい上限値は、６．００％以下であり、より好ましくは、４．２０％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて含有できる元素である。Ｐ量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。下限値は０％であっても良いが、生産費用の面から０．００１％以上が好ましい。したがって、Ｐ量は０．１００％以下とする。より好ましい下限値は０．００５％以上である。また、好ましい上限値は０．０５０％以下とする。
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて含有できる元素である。Ｐ量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。下限値は０％であっても良いが、生産費用の面から０．００１％以上が好ましい。したがって、Ｐ量は０．１００％以下とする。より好ましい下限値は０．００５％以上である。また、好ましい上限値は０．０５０％以下とする。
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、その量は０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする必要がある。下限値は０％であっても良いが、生産費用の面から０．０００１％以上が好ましい。したがって、Ｓ量は０．０２００％以下とする。好ましい上限値は０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする。
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、その量は０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする必要がある。下限値は０％であっても良いが、生産費用の面から０．０００１％以上が好ましい。したがって、Ｓ量は０．０２００％以下とする。好ましい上限値は０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましく、下限値は０％であっても良いが、生産費用の面から、Ｎ量は０．０００５％以上が好ましい。したがって、Ｎ量は０．０１００％以下とする。より好ましい下限値は０．００１０％以上とする。好ましい上限値は、０．００７０％以下とする。
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましく、下限値は０％であっても良いが、生産費用の面から、Ｎ量は０．０００５％以上が好ましい。したがって、Ｎ量は０．０１００％以下とする。より好ましい下限値は０．００１０％以上とする。好ましい上限値は、０．００７０％以下とする。
Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下
Ａｌは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、機械的特性の焼鈍温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。Ａｌの含有量が０．００１％に満たないとその含有効果に乏しくなるので、下限を０．００１％とした。また、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。しかし、２．０００％を超える多量の含有は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点からＡｌ量を、０．００１％以上２．０００％以下とする。好ましい下限値は、０．２００％以上である。また、好ましい上限値は、１．２００％以下である。
Ａｌは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、機械的特性の焼鈍温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。Ａｌの含有量が０．００１％に満たないとその含有効果に乏しくなるので、下限を０．００１％とした。また、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。しかし、２．０００％を超える多量の含有は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点からＡｌ量を、０．００１％以上２．０００％以下とする。好ましい下限値は、０．２００％以上である。また、好ましい上限値は、１．２００％以下である。
また、上記の成分に加えて、質量％でＴｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０００％以下、Ｚｒ：０．２００％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有させることができる。
Ｔｉ：０．２００％以下
Ｔｉは、鋼の析出強化に有効であり、フェライトの強度を向上させることで硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、より良好な穴広げ性を確保可能であるので、必要に応じて含有してもよい。しかし、０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Ｔｉを含有する場合には、その含有量を０．２００％以下とする。好ましい下限値は０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。好ましい上限値は０．１００％以下とする。
Ｔｉは、鋼の析出強化に有効であり、フェライトの強度を向上させることで硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、より良好な穴広げ性を確保可能であるので、必要に応じて含有してもよい。しかし、０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Ｔｉを含有する場合には、その含有量を０．２００％以下とする。好ましい下限値は０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。好ましい上限値は０．１００％以下とする。
Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下
Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、鋼の析出強化に有効で、Ｔｉ含有の効果と同様に、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、より良好な穴広げ性を確保可能であるので、必要に応じて含有してもよい。しかし、Ｎｂは０．２００％、Ｖ、Ｗは０．５００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Ｎｂを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とし、好ましい下限値は０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。好ましい上限値は、０．１００％以下とする。Ｖ、Ｗを含有する場合は、その含有量はそれぞれ０．５００％以下とし、好ましい下限値それぞれは０．００５％以上、より好ましくはそれぞれ０．０１０％以上とする。好ましい上限値は、それぞれ０．３００％以下とする。
Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、鋼の析出強化に有効で、Ｔｉ含有の効果と同様に、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、より良好な穴広げ性を確保可能であるので、必要に応じて含有してもよい。しかし、Ｎｂは０．２００％、Ｖ、Ｗは０．５００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Ｎｂを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とし、好ましい下限値は０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。好ましい上限値は、０．１００％以下とする。Ｖ、Ｗを含有する場合は、その含有量はそれぞれ０．５００％以下とし、好ましい下限値それぞれは０．００５％以上、より好ましくはそれぞれ０．０１０％以上とする。好ましい上限値は、それぞれ０．３００％以下とする。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、より良好な穴広げ性を確保可能であるので、必要に応じて含有してもよい。しかし、０．００５０％を超えると成形性が低下する場合がある。従って、Ｂを含有する場合には、その含有量は、０．００５０％以下とする。好ましい下限値は０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上とする。また、好ましい上限値は、０．００３０％以下とする。
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、より良好な穴広げ性を確保可能であるので、必要に応じて含有してもよい。しかし、０．００５０％を超えると成形性が低下する場合がある。従って、Ｂを含有する場合には、その含有量は、０．００５０％以下とする。好ましい下限値は０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上とする。また、好ましい上限値は、０．００３０％以下とする。
Ｎｉ：１．０００％以下
Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、より良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を、より上昇させる元素であるので、必要に応じて含有してもよい。一方、１．０００％を超えて含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｎｉを含有する場合には、その含有量は、１．０００％以下とし、好ましくは０．００５％以上１．０００％以下とする。
Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、より良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を、より上昇させる元素であるので、必要に応じて含有してもよい。一方、１．０００％を超えて含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｎｉを含有する場合には、その含有量は、１．０００％以下とし、好ましくは０．００５％以上１．０００％以下とする。
Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下
Ｃｒ、Ｍｏは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので必要に応じて含有することができる。しかしながら、それぞれＣｒ：１．０００％、Ｍｏ：１．０００％を超えて過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、これらの元素を含有する場合には、その量をそれぞれＣｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下とし、好ましくはＣｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下とする。
Ｃｒ、Ｍｏは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので必要に応じて含有することができる。しかしながら、それぞれＣｒ：１．０００％、Ｍｏ：１．０００％を超えて過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、これらの元素を含有する場合には、その量をそれぞれＣｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下とし、好ましくはＣｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下とする。
Ｃｕ：１．０００％以下
Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば必要に応じて鋼の強化に使用してもよい。一方、１．０００％を超えて含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｃｕを含有する場合には、その量を１．０００％以下とし、好ましくは０．００５％以上１．０００％以下とする。
Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば必要に応じて鋼の強化に使用してもよい。一方、１．０００％を超えて含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。従って、Ｃｕを含有する場合には、その量を１．０００％以下とし、好ましくは０．００５％以上１．０００％以下とする。
Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下
ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて含有する。このような窒化や酸化を抑制し、鋼板表面においてマルテンサイトの面積率が減少するのを防止し、強度や材質安定性の確保に有効であるので、必要に応じて含有してもよい。一方で、これらいずれの元素についても、０．２００％を超えて過剰に含有すると靭性の低下を招く。従って、ＳｎおよびＳｂを含有する場合には、その含有量は、それぞれ０．２００％以下とし、好ましくは０．００２％以上０．２００％以下とする。
ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて含有する。このような窒化や酸化を抑制し、鋼板表面においてマルテンサイトの面積率が減少するのを防止し、強度や材質安定性の確保に有効であるので、必要に応じて含有してもよい。一方で、これらいずれの元素についても、０．２００％を超えて過剰に含有すると靭性の低下を招く。従って、ＳｎおよびＳｂを含有する場合には、その含有量は、それぞれ０．２００％以下とし、好ましくは０．００２％以上０．２００％以下とする。
Ｔａ：０．１００％以下
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、必要に応じてＴａを含有してもよい。一方で、Ｔａを過剰に添加しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。従って、Ｔａを含有する場合には、その含有量は、０．１００％以下とし、好ましくは０．００１％以上０．１００％以下とする。
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、必要に応じてＴａを含有してもよい。一方で、Ｔａを過剰に添加しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。従って、Ｔａを含有する場合には、その含有量は、０．１００％以下とし、好ましくは０．００１％以上０．１００％以下とする。
Ｚｒ：０．２００％以下
Ｚｒは、硫化物の形状を球状化し、曲げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素であるので、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、０．２００％を超える過剰な含有は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ｚｒを含有する場合は、その含有量は０．２００％以下とし、好ましくは０．０００５％以上０．００５０％以下とする。
Ｚｒは、硫化物の形状を球状化し、曲げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素であるので、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、０．２００％を超える過剰な含有は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ｚｒを含有する場合は、その含有量は０．２００％以下とし、好ましくは０．０００５％以上０．００５０％以下とする。
Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素であるので、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、それぞれ０．００５０％を超える過剰な含有は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭを含有する場合は、その含有量はそれぞれ０．００５０％以下とし、好ましくは０．０００５％以上０．００５０％以下とする。
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素であるので、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、それぞれ０．００５０％を超える過剰な含有は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭを含有する場合は、その含有量はそれぞれ０．００５０％以下とし、好ましくは０．０００５％以上０．００５０％以下とする。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
（２）次に、鋼組織について説明する。
フェライトの面積率：１％以上４０％以下
十分な延性を確保するため、フェライトの面積率を１％以上にする必要がある。また、９８０ＭＰａ以上のＴＳ確保のため、軟質なフェライトの面積率を４０％以下にする必要がある。なお、ここで云うフェライトとは、ポリゴナルフェライトやグラニュラーフェライトやアシキュラーフェライトを指し、比較的軟質で延性に富むフェライトのことである。好ましくは、３％以上３０％以下である。
十分な延性を確保するため、フェライトの面積率を１％以上にする必要がある。また、９８０ＭＰａ以上のＴＳ確保のため、軟質なフェライトの面積率を４０％以下にする必要がある。なお、ここで云うフェライトとは、ポリゴナルフェライトやグラニュラーフェライトやアシキュラーフェライトを指し、比較的軟質で延性に富むフェライトのことである。好ましくは、３％以上３０％以下である。
フレッシュマルテンサイトの面積率：１．０％未満
フレッシュマルテンサイトは、軟質なフェライト相との硬度差が大きく、そのため打ち抜き時にその硬度差に起因して穴広げ性を劣化させる。したがって、良好な穴広げ性の確保のため、フレッシュマルテンサイトの面積率を１．０％未満にする必要がある。
フレッシュマルテンサイトは、軟質なフェライト相との硬度差が大きく、そのため打ち抜き時にその硬度差に起因して穴広げ性を劣化させる。したがって、良好な穴広げ性の確保のため、フレッシュマルテンサイトの面積率を１．０％未満にする必要がある。
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和が４０％～９０％
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、穴広げ性を高めるのに有効な組織である。ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和が４０％未満では、良好な穴広げ性が得られない。このため、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和は４０％以上である必要がある。一方、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和が９０％を超えると、延性を担う所望の残留オーステナイトが得られないため、良好な延性が得られない。したがって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和は９０％以下である必要がある。好ましくは５０％以上８５％以下である。
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、穴広げ性を高めるのに有効な組織である。ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和が４０％未満では、良好な穴広げ性が得られない。このため、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和は４０％以上である必要がある。一方、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和が９０％を超えると、延性を担う所望の残留オーステナイトが得られないため、良好な延性が得られない。したがって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和は９０％以下である必要がある。好ましくは５０％以上８５％以下である。
なお、フェライト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織（フェライト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、マルテンサイトは白色の組織、焼戻しマルテンサイトは白色のマルテンサイトの内部に灰色の内部構造、ベイナイトは直線的な粒界を多く有する暗灰色を有する組織を呈している。
残留オーステナイトの面積率：６％以上
十分な延性を確保するため、残留オーステナイトの面積率を６％以上にする必要がある。好ましくは８％以上である。より好ましくは１０％以上である。
十分な延性を確保するため、残留オーステナイトの面積率を６％以上にする必要がある。好ましくは８％以上である。より好ましくは１０％以上である。
なお、残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚１/４位置から０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨して得られた板厚１/４位置の研磨面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面および、ｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝面の回折ピークの各々の積分強度比を測定し、得られた９つの積分強度比を平均化して求めた。
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値：１．１以上
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であることは、本発明において極めて重要な構成案件である。良好な延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトの面積率が高い必要がある。好ましくは１．２以上である。
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であることは、本発明において極めて重要な構成案件である。良好な延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトの面積率が高い必要がある。好ましくは１．２以上である。
アスペクト比が２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）をフェライト中の平均Ｃ量（質量％）で除した値が３．０以上
アスペクト比（長軸／短軸）が２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）をフェライト中の平均Ｃ量（質量％）で除した値が３．０以上であることは本発明において重要な構成案件である。良好な曲げ性を確保するためには、Ｃが濃化した安定な残留オーステナイトの面積率が高い必要がある。好ましくは５．０以上である。なお、残留オーステナイトのアスペクト比の上限値は特に規定しないが、好適には２０．０以下であってもよい。
アスペクト比（長軸／短軸）が２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）をフェライト中の平均Ｃ量（質量％）で除した値が３．０以上であることは本発明において重要な構成案件である。良好な曲げ性を確保するためには、Ｃが濃化した安定な残留オーステナイトの面積率が高い必要がある。好ましくは５．０以上である。なお、残留オーステナイトのアスペクト比の上限値は特に規定しないが、好適には２０．０以下であってもよい。
残留オーステナイトおよびフェライト中のＣおよびＭｎ量は、ＦＥ－ＥＰＭＡ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：電界放出型電子プローブマイクロアナライザ）を用いて、板厚１／４位置における圧延方向断面の各相へのＭｎの分布状態を定量化し、３０個の残留オーステナイト粒および３０個のフェライト粒の量分析結果の平均値により求めることができる。
残留オーステナイトとマルテンサイトから残留オーステナイトを識別するために、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）とＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）で同一視野を観察した。次いで、ＥＢＳＤのＰｈａｓｅ Ｍａｐ識別により、ＳＥＭ像における残留オーステナイトを特定した。なお、残留オーステナイトのアスペクト比は、Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ｅｌｅｍｅｎｔｓ １３を用いて、残留オーステナイト粒に外接する楕円を描画し、その長軸長さを短軸長さで除することで算出した。
鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下
良好な耐水素曲げ脆化特性を確保するためには、鋼中拡散性水素量は０．３質量ｐｐｍ以下とすることが重要である。好ましくは０．２０質量ｐｐｍ以下である。なお、鋼中拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、鋼中拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上となりうる。
ここで、鋼中拡散性水素量の測定方法は、以下のとおりである。製品コイルから、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取する。溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合、試験片の溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を研削又はアルカリにより除去する。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法（Ｔｈｅｒｍａｌ Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＴＤＳ）によって測定する。具体的には、試験片を室温から３００℃まで昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、鋼中拡散性水素量とする。
良好な耐水素曲げ脆化特性を確保するためには、鋼中拡散性水素量は０．３質量ｐｐｍ以下とすることが重要である。好ましくは０．２０質量ｐｐｍ以下である。なお、鋼中拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、鋼中拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上となりうる。
ここで、鋼中拡散性水素量の測定方法は、以下のとおりである。製品コイルから、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取する。溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合、試験片の溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を研削又はアルカリにより除去する。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法（Ｔｈｅｒｍａｌ Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＴＤＳ）によって測定する。具体的には、試験片を室温から３００℃まで昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、鋼中拡散性水素量とする。
塊状残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトと塊状フレッシュマルテンサイトの面積率で除した値が０．５以下
塊状残留オーステナイトは、周囲の結晶粒からの拘束により安定性が高く、そのため打ち抜き時にマルテンサイト変態が高ひずみ域で生じ、周囲の粒との硬度差が増大して、穴広げ性が劣化する場合がある。したがって、塊状残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトと塊状フレッシュマルテンサイトの面積率で除した値が０．５以下であることが好ましい。より好ましくは０．４以下である。なお、塊状残留オーステナイトは、アスペクト比２．０未満のオーステナイトのことである。塊状残留オーステナイトの平均結晶粒径について制限はないが、例えば３μｍ以下の平均結晶粒径が考えられる。この平均結晶粒径については従来公知の方法で、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて撮像された塊状残留オーステナイトの組織画像に対し、画像解析を行うことによって求めることができる。
塊状残留オーステナイトは、周囲の結晶粒からの拘束により安定性が高く、そのため打ち抜き時にマルテンサイト変態が高ひずみ域で生じ、周囲の粒との硬度差が増大して、穴広げ性が劣化する場合がある。したがって、塊状残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトと塊状フレッシュマルテンサイトの面積率で除した値が０．５以下であることが好ましい。より好ましくは０．４以下である。なお、塊状残留オーステナイトは、アスペクト比２．０未満のオーステナイトのことである。塊状残留オーステナイトの平均結晶粒径について制限はないが、例えば３μｍ以下の平均結晶粒径が考えられる。この平均結晶粒径については従来公知の方法で、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて撮像された塊状残留オーステナイトの組織画像に対し、画像解析を行うことによって求めることができる。
この他、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値に残留オーステナイトの平均アスペクト比を乗じた値が３．０以上であることが好ましい。良好な延性を確保するためには、アスペクト比が大きく、かつＭｎが濃化した安定な残留オーステナイトの面積率が高い必要がある。好ましくは４．０以上である。また、好適な上限値は２０．０以下である。
本発明の鋼組織には、フェライト、フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外に、パーライト、セメンタイト等の炭化物が、面積率で１０％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
上記高強度鋼板は、さらに亜鉛めっき層を有していても良い。亜鉛めっき層は、合金化処理が施された合金化亜鉛めっき層であっても良い。
（３）次に製造条件について説明する。
鋼スラブの加熱温度
特に限定はしないが、スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下にすることが好ましい。鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的にえられる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させることが好ましい。そのため、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にすることが好ましい。また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にすることが好ましい。一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大する場合があるため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にすることが好ましい。より好ましくは、１１５０℃以上１２５０℃以下とする。
特に限定はしないが、スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下にすることが好ましい。鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的にえられる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させることが好ましい。そのため、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にすることが好ましい。また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にすることが好ましい。一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大する場合があるため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にすることが好ましい。より好ましくは、１１５０℃以上１２５０℃以下とする。
鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。また、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低目にした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
熱間圧延の仕上げ圧延出側温度：７５０℃以上１０００℃以下
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性や穴広げ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ温度が７５０℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなり、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性（材質安定性）が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。従って、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下にする必要がある。好ましくは８００℃以上９５０℃以下とする。
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性や穴広げ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ温度が７５０℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなり、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性（材質安定性）が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。従って、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下にする必要がある。好ましくは８００℃以上９５０℃以下とする。
熱間圧延後の巻き取り温度：３００℃以上７５０℃以下
熱間圧延後の巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、最終焼鈍板の所望の強度確保が困難となる。一方、熱間圧延後の巻き取り温度が３００℃未満では、熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。従って、熱間圧延後の巻き取り温度を３００℃以上７５０℃以下にする必要がある。好ましくは４００℃以上６５０℃以下とする。
熱間圧延後の巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、最終焼鈍板の所望の強度確保が困難となる。一方、熱間圧延後の巻き取り温度が３００℃未満では、熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。従って、熱間圧延後の巻き取り温度を３００℃以上７５０℃以下にする必要がある。好ましくは４００℃以上６５０℃以下とする。
なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下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、必要に応じて酸洗を行う。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の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために行うことが好ましい。また酸洗を行う場合には、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
冷間圧延
巻き取った後、必要に応じて酸洗を施した後、冷間圧延を行う。冷延圧下率は特に制限はないが、５％～６０％が好ましい。
巻き取った後、必要に応じて酸洗を施した後、冷間圧延を行う。冷延圧下率は特に制限はないが、５％～６０％が好ましい。
Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持
Ａｃ１変態点以下の温度域で、１８００ｓ超保持することは、続く冷間圧延を施すための鋼板を軟質化させることができるので、必要に応じて実施する。Ａｃ１変態点以上の温度域で保持する場合、オーステナイト中にＭｎが濃化し、冷却後、硬質なマルテンサイトと残留オーステナイトが生成し、鋼板の軟質化がなされない場合がある。また、１８００ｓ以下で保持する場合、熱間圧延後のひずみが除去できず、鋼板の軟質化がなされない場合がある。
Ａｃ１変態点以下の温度域で、１８００ｓ超保持することは、続く冷間圧延を施すための鋼板を軟質化させることができるので、必要に応じて実施する。Ａｃ１変態点以上の温度域で保持する場合、オーステナイト中にＭｎが濃化し、冷却後、硬質なマルテンサイトと残留オーステナイトが生成し、鋼板の軟質化がなされない場合がある。また、１８００ｓ以下で保持する場合、熱間圧延後のひずみが除去できず、鋼板の軟質化がなされない場合がある。
なお、熱処理方法は連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、前記の熱処理後、室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷などのいずれの冷却でも構わない。また、酸洗処理を施す場合は常法でよい。
Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持（実施例の冷延板１回目焼鈍処理に対応）
Ａｃ３変態点－５０℃未満の温度域で保持する場合、オーステナイト中にＭｎが濃化し、冷却中にマルテンサイト変態が生じず、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核を得ることが出来ない。その結果、その後の焼鈍工程（実施例の冷延板２回目焼鈍処理に対応）において、残留オーステナイトが粒界から形成されてしまい、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られない。２０ｓ未満で保持する場合、十分な再結晶が行われず、所望の組織が得られないため、穴広げ性が低下する。また、その後のめっき品質確保のためのＭｎ表面濃化が十分に行われない。一方、１８００ｓを超えて保持する場合、Ｍｎ表面濃化が過剰となりめっき品質が劣化するだけでなく、焼鈍中のオーステナイト粒が粗大化することで、その後の冷却過程において、アスペクト比の小さな残留オーステナイトの核が残ってしまい、所望の組織が得られず、延性、穴広げ性と曲げ性が低下する。
Ａｃ３変態点－５０℃未満の温度域で保持する場合、オーステナイト中にＭｎが濃化し、冷却中にマルテンサイト変態が生じず、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核を得ることが出来ない。その結果、その後の焼鈍工程（実施例の冷延板２回目焼鈍処理に対応）において、残留オーステナイトが粒界から形成されてしまい、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られない。２０ｓ未満で保持する場合、十分な再結晶が行われず、所望の組織が得られないため、穴広げ性が低下する。また、その後のめっき品質確保のためのＭｎ表面濃化が十分に行われない。一方、１８００ｓを超えて保持する場合、Ｍｎ表面濃化が過剰となりめっき品質が劣化するだけでなく、焼鈍中のオーステナイト粒が粗大化することで、その後の冷却過程において、アスペクト比の小さな残留オーステナイトの核が残ってしまい、所望の組織が得られず、延性、穴広げ性と曲げ性が低下する。
マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却
マルテンサイト変態開始温度超の冷却停止温度の場合、変態するマルテンサイト量が少ないと、未変態オーステナイトが最終冷却で全てマルテンサイト変態してしまい、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核を得ることが出来ない。その結果、その後の焼鈍工程（実施例の冷延板２回目焼鈍処理に対応）において、残留オーステナイトが粒界から形成されてしまい、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られない。好ましくは、マルテンサイト変態開始温度－２５０℃以上マルテンサイト変態開始温度－５０℃以下である。
マルテンサイト変態開始温度超の冷却停止温度の場合、変態するマルテンサイト量が少ないと、未変態オーステナイトが最終冷却で全てマルテンサイト変態してしまい、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核を得ることが出来ない。その結果、その後の焼鈍工程（実施例の冷延板２回目焼鈍処理に対応）において、残留オーステナイトが粒界から形成されてしまい、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られない。好ましくは、マルテンサイト変態開始温度－２５０℃以上マルテンサイト変態開始温度－５０℃以下である。
１２０℃以上４５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上１８００ｓ以下保持後、室温まで冷却
１２０℃未満の再加熱温度の場合、その後の焼鈍工程で形成される残留オーステナイト中にＣが濃化せず所望の組織が得られない。４５０℃超の再加熱温度の場合、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核が分解し、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られない。また、２ｓ未満で保持する場合も同じく、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核を得ることが出来ず、所望の組織が得られない。
さらに１８００ｓを超えて保持する場合、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核が分解し、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、残留オーステナイト中にＭｎが濃化せず所望の組織が得られない。
１２０℃未満の再加熱温度の場合、その後の焼鈍工程で形成される残留オーステナイト中にＣが濃化せず所望の組織が得られない。４５０℃超の再加熱温度の場合、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核が分解し、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られない。また、２ｓ未満で保持する場合も同じく、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核を得ることが出来ず、所望の組織が得られない。
さらに１８００ｓを超えて保持する場合、アスペクト比の大きな残留オーステナイトの核が分解し、アスペクト比の小さな残留オーステナイトが増加し、残留オーステナイト中にＭｎが濃化せず所望の組織が得られない。
当該再加熱後に所定の時間保持した後、一旦室温まで冷却する。冷却方法は特に制限されず、公知の方法で良い。
Ａｃ１変態点－２０℃以上の温度域で２０ｓ以上６００ｓ以下保持（実施例の冷延板２回目焼鈍処理に対応）
Ａｃ１変態点－２０℃以上の温度域で２０以上６００ｓ以下保持することは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。Ａｃ１変態点－２０℃未満の温度域および２０ｓ未満で保持する場合、焼鈍中のオーステナイトの量が少なく、フェライトの面積率が多くなり、ＴＳの確保が困難となる。また、昇温中に形成される炭化物が溶け残り、十分な面積率の残留オーステナイトの確保が困難となり、延性が低下する。
好ましくは、Ａｃ１変態点以上である。より好ましくはＡｃ１変態点＋２０℃以上Ａｃ３変態点＋５０℃以下である。さらに、６００ｓを超えて保持する場合、焼鈍中にオーステナイトが粗大化するために、オーステナイト中へのＭｎ拡散が不十分となり、濃化せず、延性確保のための十分な面積率の残留オーステナイトを得ることができない。
Ａｃ１変態点－２０℃以上の温度域で２０以上６００ｓ以下保持することは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。Ａｃ１変態点－２０℃未満の温度域および２０ｓ未満で保持する場合、焼鈍中のオーステナイトの量が少なく、フェライトの面積率が多くなり、ＴＳの確保が困難となる。また、昇温中に形成される炭化物が溶け残り、十分な面積率の残留オーステナイトの確保が困難となり、延性が低下する。
好ましくは、Ａｃ１変態点以上である。より好ましくはＡｃ１変態点＋２０℃以上Ａｃ３変態点＋５０℃以下である。さらに、６００ｓを超えて保持する場合、焼鈍中にオーステナイトが粗大化するために、オーステナイト中へのＭｎ拡散が不十分となり、濃化せず、延性確保のための十分な面積率の残留オーステナイトを得ることができない。
マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却
マルテンサイト変態温度温度超の冷却停止温度の場合、変態するマルテンサイト量が少なく、その後の再加熱で焼戻すマルテンサイトの量が少なく、所望の焼戻しマルテンサイト量が得られない。好ましくはマルテンサイト変態開始温度－２５０℃以上マルテンサイト変態開始温度－３０℃以下である。
マルテンサイト変態温度温度超の冷却停止温度の場合、変態するマルテンサイト量が少なく、その後の再加熱で焼戻すマルテンサイトの量が少なく、所望の焼戻しマルテンサイト量が得られない。好ましくはマルテンサイト変態開始温度－２５０℃以上マルテンサイト変態開始温度－３０℃以下である。
１２０℃以上４８０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持
１２０℃未満の再加熱の場合、フレッシュマルテンサイトが焼戻されず、所望の組織が得られない。４８０℃超の再加熱温度の場合、ベイナイト変態が遅延し、所望の組織が得られないだけでなく、炭化物が析出しオーステナイトの安定化が低下し、所望の残留オーステナイト量が得られない。
また、２ｓ未満で保持する場合、フレッシュマルテンサイトが焼戻されないだけでなく、アスペクト比の大きなγ中にＣが濃化せず、所望の組織が得られない。一方、６００ｓ超の保持の場合、ベイナイト変態時に炭化物が析出し、残留オーステナイト中のＣ量が低下し、所望の組織が得られない。
１２０℃未満の再加熱の場合、フレッシュマルテンサイトが焼戻されず、所望の組織が得られない。４８０℃超の再加熱温度の場合、ベイナイト変態が遅延し、所望の組織が得られないだけでなく、炭化物が析出しオーステナイトの安定化が低下し、所望の残留オーステナイト量が得られない。
また、２ｓ未満で保持する場合、フレッシュマルテンサイトが焼戻されないだけでなく、アスペクト比の大きなγ中にＣが濃化せず、所望の組織が得られない。一方、６００ｓ超の保持の場合、ベイナイト変態時に炭化物が析出し、残留オーステナイト中のＣ量が低下し、所望の組織が得られない。
めっき処理
得られた高強度鋼板に対し、必要に応じてめっき処理を施す。溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、前記焼鈍処理を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。なお、溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．０８％以上０．３０％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
得られた高強度鋼板に対し、必要に応じてめっき処理を施す。溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、前記焼鈍処理を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。なお、溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．０８％以上０．３０％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、所望の残留オーステナイトの面積率を確保できず、延性が低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。
室温以上マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却
マルテンサイト変態温度温度超の冷却停止温度の場合、その後の再加熱時に水素の拡散が遅いオーステナイトが多くなり、十分に鋼中拡散性水素量が低下しない。そのため、マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却する必要がある。好ましくは５０℃以上マルテンサイト変態開始温度－３０℃以下である。
マルテンサイト変態温度温度超の冷却停止温度の場合、その後の再加熱時に水素の拡散が遅いオーステナイトが多くなり、十分に鋼中拡散性水素量が低下しない。そのため、マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却する必要がある。好ましくは５０℃以上マルテンサイト変態開始温度－３０℃以下である。
５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持
最後の熱処理として、５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持することは、本発明において重要な発明構成要件である。５０℃未満の温度域内または２ｓ未満で保持する場合、フレッシュマルテンサイト量が過剰に生成され、さらに鋼中拡散性水素が鋼板から放出されないため、耐水素曲げ脆化特性が低下する。一方、４００℃超の温度域で保持する場合、残留オーステナイトの分解により、十分な体積率の残留オーステナイトが得られず鋼の延性が低下する。保持時間の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、４３２００ｓ以下となりうる。
最後の熱処理として、５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持することは、本発明において重要な発明構成要件である。５０℃未満の温度域内または２ｓ未満で保持する場合、フレッシュマルテンサイト量が過剰に生成され、さらに鋼中拡散性水素が鋼板から放出されないため、耐水素曲げ脆化特性が低下する。一方、４００℃超の温度域で保持する場合、残留オーステナイトの分解により、十分な体積率の残留オーステナイトが得られず鋼の延性が低下する。保持時間の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、４３２００ｓ以下となりうる。
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、上記の焼鈍は、連続焼鈍設備で行うことが好ましい。また、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。
なお、上記の「高強度鋼板」、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」に、形状矯正や表面粗度の調整等を目的にスキンパス圧延を行うことができる。スキンパス圧延の圧下率は、０．１％以上２．０％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、２．０％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。なお、スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。また、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２５０℃まで再加熱した後、表２、３に示す条件で高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得て、さらに、亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。なお、ＣＲ、ＧＩ、ＧＡの板厚は１．０ｍｍ以上１．８ｍｍ以下であった。溶融亜鉛めっき浴は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）では、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）では、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６５℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下になるように調整した。得られた鋼板の断面の鋼組織を上述の方法で観察し、引張特性、穴広げ性、曲げ性について調査を行い、その結果を表４～６に示した。
マルテンサイト変態開始温度（℃）
＝５５０－３５０×（％Ｃ）－４０×（％Ｍｎ）－１０×（％Ｃｕ）－１７×（％Ｎｉ）－２０×（％Ｃｒ）－１０×（％Ｍｏ）－３５×（％Ｖ）－５×（％Ｗ）＋３０×（％Ａｌ）
Ａｃ１変態点（℃）
＝７５１－１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）－２８×（％Ｍｎ）－５．５×（％Ｃｕ）－１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
Ａｃ３変態点（℃）
＝９１０－２０３√（％Ｃ）＋４５×（％Ｓｉ）－３０×（％Ｍｎ）－２０×（％Ｃｕ）－１５×（％Ｎｉ）＋１１×（％Ｃｒ）＋３２×（％Ｍｏ）＋１０４×（％Ｖ）＋４００×（％Ｔｉ）＋２００×（％Ａｌ）
ここで、（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｍｎ）、（％Ｎｉ）、（％Ｃｕ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｏ）、（％Ｖ）、（％Ｔｉ）、（％Ｗ）、（％Ａｌ）は、それぞれの元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合にはゼロとする。
ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合、ＥＬ≧２０％
ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の場合、ＥＬ≧１２％
穴広げ性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランス１２％±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎで抑えた状態で、６０°円錐の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、下記の式から、限界穴広げ率λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本発明では、ＴＳ範囲ごとに下記の場合を良好と判断した。
ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合、λ≧１５％
ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の場合、λ≧２５％
曲げ試験は、各焼鈍鋼板から、圧延方向が曲げ軸（Ｂｅｎｄｉｎｇ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）となるように幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍの曲げ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８（１９９６年）のＶブロック法に基づき測定を実施した。押し込み速度１００ｍｍ／秒、各曲げ半径でｎ＝３の試験を実施し、曲げ部外側について実体顕微鏡で亀裂の有無を判定し、亀裂が発生していない最小の曲げ半径を限界曲げ半径Ｒとした。なお、本発明では、９０°Ｖ曲げでの限界曲げＲ／ｔ≦２．５（ｔ：鋼板の板厚）を満足する場合を、鋼板の曲げ性が良好と判定した。
耐水素曲げ脆化特性は上記の曲げ試験から次のように評価した。上記で測定した鋼板におけるＲ／ｔを、同一鋼板の鋼中水素量が０．００質量ｐｐｍのときの（Ｒ／ｔ）’で除した値が１．４未満のとき、本発明では耐水素脆化特性が良好と判定した。なお、（Ｒ／ｔ）’は、同一鋼板を大気中に長時間放置することで内部の鋼中水素を低減させ、その後、ＴＤＳ（Ｔｈｅｒｍａｌ Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）により鋼中水素量が０．００質量ｐｐｍになったことを確認してから、曲げ試験を行うことで測定した。
本発明例の高強度鋼板は、いずれも９８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、成形性に優れた高強度鋼板が得られている。一方、比較例では、ＴＳ、ＥＬ、λ、曲げ性、耐水素曲げ脆化特性の少なくとも一つの特性が劣っている。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有する成形性と耐水素曲げ脆化特性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。
Claims (10)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以上８．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
面積率で、フェライトが１％以上４０％以下、フレッシュマルテンサイトが１．０％未満であり、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの和が４０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトが６％以上である鋼組織と、を有し、
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）をフェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．１以上であり、かつ、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）をフェライト中の平均Ｃ量（質量％）で除した値が３．０以上であり、
鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下である、高強度鋼板。 - 前記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、
Ｚｒ：０．２００％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素をさらに含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。 - 塊状残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトと塊状フレッシュマルテンサイトの面積率で除した値が０．５以下である、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
- 表面に、さらに亜鉛めっき層を有する、請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼板。
- 前記亜鉛めっき層が、合金化亜鉛めっき層である、請求項４に記載の高強度鋼板。
- 請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、請求項１、または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、その後、Ａｃ３変態点－５０℃以上の温度域で２０ｓ以上１８００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、１２０℃以上４５０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上１８００ｓ以下保持後、室温まで冷却し、その後、Ａｃ1変態点－２０℃以上の温度域で２０ｓ以上６００ｓ以下保持後、マルテンサイト変態開始温度以下の冷却停止温度まで冷却し、１２０℃以上４８０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持後、室温以上マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却し、さらに５０℃以上４００℃以下の温度域内で２ｓ以上保持する、高強度鋼板の製造方法。
- 前記１２０℃以上４８０℃以下の範囲内の再加熱温度まで再加熱後、前記再加熱温度で２ｓ以上６００ｓ以下保持した後、且つ、前記室温以上マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却する前に、さらにめっき処理を施す、請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理において、亜鉛めっき処理を施す、請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき処理に続いて、４５０℃以上６００℃以下で合金化処理を施す、請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記巻き取り後、冷間圧延前に、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持する、請求項６～９のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
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