JP2014189868A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高強度鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2014189868A JP2014189868A JP2013068295A JP2013068295A JP2014189868A JP 2014189868 A JP2014189868 A JP 2014189868A JP 2013068295 A JP2013068295 A JP 2013068295A JP 2013068295 A JP2013068295 A JP 2013068295A JP 2014189868 A JP2014189868 A JP 2014189868A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- heat treatment
- less
- steel sheet
- elongation
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 76
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 76
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 14
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 57
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 46
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims abstract description 36
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 36
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 31
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 12
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 105
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 48
- 238000007747 plating Methods 0.000 claims description 21
- 239000011701 zinc Substances 0.000 claims description 17
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 11
- 238000011282 treatment Methods 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 3
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 238000000034 method Methods 0.000 description 18
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 13
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 10
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 9
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 9
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- 239000010408 film Substances 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 3
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 3
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 3
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 2
- 229910007567 Zn-Ni Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910007614 Zn—Ni Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 2
- 239000003595 mist Substances 0.000 description 2
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 2
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 2
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 2
- 229910000794 TRIP steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000000593 degrading effect Effects 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 238000006477 desulfuration reaction Methods 0.000 description 1
- 230000023556 desulfurization Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000011259 mixed solution Substances 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N picric acid Chemical compound OC1=C([N+]([O-])=O)C=C([N+]([O-])=O)C=C1[N+]([O-])=O OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- HRZFUMHJMZEROT-UHFFFAOYSA-L sodium disulfite Chemical compound [Na+].[Na+].[O-]S(=O)S([O-])(=O)=O HRZFUMHJMZEROT-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 235000010262 sodium metabisulphite Nutrition 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 239000010409 thin film Substances 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
- C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
- C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
- C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
- C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
- C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
- C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
- C25D5/34—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated
- C25D5/36—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated of iron or steel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
- C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
- C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
- C25D7/06—Wires; Strips; Foils
- C25D7/0614—Strips or foils
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Electrochemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】高価な合金元素を積極的に含有しない成分系で、優れた伸び、伸びフランジ性、曲げ性を有する加工性に優れる引張強度（ＴＳ）９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を得る。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下およびＣａ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、組織全体に対する面積比率で、フェライト相とベイナイト相の合計が４０〜７０％、マルテンサイト相が２０〜５０％、残留オーステナイト相が１０〜３０％である組織を有することを特徴とする高強度鋼板とする。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下およびＣａ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、組織全体に対する面積比率で、フェライト相とベイナイト相の合計が４０〜７０％、マルテンサイト相が２０〜５０％、残留オーステナイト相が１０〜３０％である組織を有することを特徴とする高強度鋼板とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車部品などに用いて好適な高強度鋼板およびその製造方法に関し、高価なＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの元素を積極的に添加させることなしに、引張強度（ＴＳ）：９００ＭＰａ以上を達成する高強度鋼板およびその製造方法に関する。なお、本発明の高強度鋼板は、鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を施したものを含むものとする。
自動車用部材は複雑形状のものが多く、加工性の指標である伸び、伸びフランジ性、曲げ性に優れた材料が必要とされる。ここで、ＴＳ９００ＭＰａ級以上に高強度化する場合、強度確保の観点からＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの極めて高価な希少元素を積極的に添加する場合がある。また、組織中に残留オーステナイト相を生成させ、歪誘起変態によるＴＲＩＰ効果を利用することで、高強度を確保した上で高い伸びを得る技術として、特許文献１、特許文献２のような技術が知られている。
特許文献１には、所定の成分組成を有し、焼戻マルテンサイト若しくは焼戻ベイナイト、あるいはさらにフェライトを有する組織を母相組織とし、第２相組織としてラス状残留オーステナイトの比率が７０％以上である残留オーステナイトを有する鋼板に関する技術が提案されている。特許文献１では、このような鋼板の製造方法として、焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトを母相とする場合、熱間圧延工程、冷間圧延工程を経た鋼板を、Ａ３点以上（γ域）からＭｓ点以下に急速冷却して得られたマルテンサイト相（焼入マルテンサイト相）を、あるいはＡ３点以上（γ域）よりＭｓ点以上Ｂｓ点以下に急速冷却して得られたベイナイト相（焼入ベイナイト相）を、Ａ１点以上（約７００℃以上）Ａ３点以下の温度で加熱保持後、所定温度まで冷却して保持し、母相組織を焼き戻すとともに、所望の第２相組織を得ることが記載される。また、焼戻マルテンサイトとフェライト（α）との混合組織、または焼戻ベイナイトとフェライト（α）との混合組織を母相とする場合、熱間圧延工程、冷間圧延工程を経た鋼板を、Ａ１点以上Ａ３点以下もしくはＡ３点以上からＭｓ点以下に急速冷却して得られたマルテンサイト相とフェライトの混合組織（焼入マルテンサイト相＋α）を、あるいはＭｓ点以上Ｂｓ点以下に急速冷却して得られたベイナイト相（焼入ベイナイト相＋α）をＡ１点以上（約７００℃以上）、Ａ３点以下の温度で加熱保持後、所定温度まで冷却して保持することが記載されている。
特許文献２には、所定の成分組成を有し、２〜２０％の残留オーステナイト相を含み、ベイナイト相と異なる転位密度の高いベイニティック・フェライト（ＢＦ）相を主相とする伸びフランジ性に優れる高強度鋼板に関する技術が開示されており、ＢＦを母相とするＴＲＩＰ鋼板について、残留オーステナイトの微細化により伸びフランジ性を向上することが提案されている。
また、特許文献３には、３〜３０％の残留オーステナイト相を含みフェライトまたはベイナイトまたは焼戻マルテンサイトを主体とする金属組織を有する、伸びおよび穴広げ性（伸びフランジ性）に優れる高強度薄鋼板に関する技術が開示されており、ベイナイト変態またはマルテンサイトの焼戻しによりオーステナイト相へのＣ濃化を促した後の冷却条件の制御により、オーステナイト相中のＣの濃度勾配を制御し、残留オーステナイト相の安定性を高めて穴広げ性を劣化させることなくＴＲＩＰ効果を効果的に作用させることが提案されている。
しかしながら、ＴＳ９００ＭＰａ級以上の高強度鋼板では、ＴＳ、伸び、伸びフランジ性に加え、良好な曲げ特性も要求されるが、特許文献１〜３の技術では、良好な曲げ特性に関する知見はない。
また、特許文献１に記載される技術の場合には、特許文献１の表２、表３に開示されるように、ＴＳ９００ＭＰａ以上を確保しようとすると、０．４５％以上のＣを添加する必要があり、スポット溶接性において十分な継ぎ手強度が得られない懸念がある。特許文献２に記載される技術の場合には、伸びが十分とは言えず、優れた強度−伸びバランスを得ることが困難である。また、特許文献３に記載される技術は、残留オーステナイト相に着目し、残留オーステナイト相の体積分率およびＣ濃度を制御することにより高い伸びを達成しようとするものであるが、残留オーステナイト相は均一伸びに寄与するものの、局部伸びへの寄与が小さく、更なる伸び（全伸び：Ｅｌ）特性向上が望まれていた。
本発明は、高価な合金元素である、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等を積極的に含有しない成分系で、上記問題を解決して、優れた伸び、伸びフランジ性、曲げ性を有する加工性に優れる引張強度（ＴＳ）９００ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意研究した。その結果、溶接性、成形性の観点からＣ含有量を０．４０％以下とし、かつ上記したような高価な希少金属の含有量が低くても、金属組織をフェライト相とベイナイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相とし、これらの相の面積比率を所定の範囲に制御することにより、極めて伸び、伸びフランジ性、曲げ性に優れる引張強度が９００ＭＰａの鋼板が得られることを見出した。
本発明は上記知見に基づきなされたものであり、その要旨は下記のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４０％、
Ｓｉ：１．０〜２．０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００４０％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下および
Ｃａ：０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、組織全体に対する面積比率で、フェライト相とベイナイト相の合計が４０〜７０％、マルテンサイト相が２０〜５０％、残留オーステナイト相が１０〜３０％である組織を有することを特徴とする高強度鋼板。
（２）前記（１）の鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする高強度鋼板。
（３）前記（１）に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗を行った後、４００〜７５０℃の温度域に加熱する第一の熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行った後、８００〜９５０℃の温度域に加熱する第二の熱処理を行い、次いで７００〜８５０℃の温度域に加熱後、冷却速度：１０〜８０℃／秒で３００〜５００℃の温度域まで冷却し、該温度域で１００〜１０００秒保持する第三の熱処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（４）前記（３）の製造方法において、第三の熱処理後に亜鉛系めっき処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
本発明は上記知見に基づきなされたものであり、その要旨は下記のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４０％、
Ｓｉ：１．０〜２．０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００４０％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下および
Ｃａ：０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、組織全体に対する面積比率で、フェライト相とベイナイト相の合計が４０〜７０％、マルテンサイト相が２０〜５０％、残留オーステナイト相が１０〜３０％である組織を有することを特徴とする高強度鋼板。
（２）前記（１）の鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする高強度鋼板。
（３）前記（１）に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗を行った後、４００〜７５０℃の温度域に加熱する第一の熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行った後、８００〜９５０℃の温度域に加熱する第二の熱処理を行い、次いで７００〜８５０℃の温度域に加熱後、冷却速度：１０〜８０℃／秒で３００〜５００℃の温度域まで冷却し、該温度域で１００〜１０００秒保持する第三の熱処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（４）前記（３）の製造方法において、第三の熱処理後に亜鉛系めっき処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、上記したような高価な元素を積極的に添加することなく、伸び、伸びフランジ性および曲げ性に優れる引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を得ることができる。そして、本発明により得られる高強度鋼板は、厳しい形状にプレス成形される自動車部品として好適である。
本発明者らは、高強度鋼板の伸び、伸びフランジ性、曲げ性の向上に関し、鋭意検討した結果、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを含有しない成分組成であっても、鋼組織を、フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率が４０〜７０％、マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が２０〜５０％で、残留オーステナイト相の組織全体に対する面積比率が１０〜３０％である組織とすることで、伸び、伸びフランジ性、曲げ性の向上が顕著となることを見出した。
以下、伸び、伸びフランジ性、曲げ性に優れる引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るための鋼の化学成分と、組織の限定範囲および限定理由を詳細に説明する。なお、鋼板中の元素の含有量の単位は何れも質量％であるが、以下、特に断らない限り、単に％で示す。
まず、本発明における鋼の化学成分（組成）の限定範囲および限定理由は以下の通りである。
まず、本発明における鋼の化学成分（組成）の限定範囲および限定理由は以下の通りである。
Ｃ：０．１５〜０．４０％
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイト相の生成に影響して均一伸びの向上に寄与し、また、マルテンサイト相の面積比率、硬さに影響して、高強度化に寄与する元素である。Ｃ量が０．１５％未満ではフェライト相が過度に生成し、引張強度の確保が困難となり、また所望の残留オーステナイト量が得られず、優れた伸びの確保が困難となる。一方、Ｃ量が０．４０％を超えると溶接性が著しく劣化し、またマルテンサイト相が過度に硬質化して、優れた伸びおよび曲げ性の確保が困難となる。したがってＣ量は０．１５％以上０．４０％以下の範囲とする。溶接性の観点から好ましくは０．１８％以上０．２４％以下の範囲である。より好ましい範囲は０．１８％以上０．２２％以下の範囲である。
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイト相の生成に影響して均一伸びの向上に寄与し、また、マルテンサイト相の面積比率、硬さに影響して、高強度化に寄与する元素である。Ｃ量が０．１５％未満ではフェライト相が過度に生成し、引張強度の確保が困難となり、また所望の残留オーステナイト量が得られず、優れた伸びの確保が困難となる。一方、Ｃ量が０．４０％を超えると溶接性が著しく劣化し、またマルテンサイト相が過度に硬質化して、優れた伸びおよび曲げ性の確保が困難となる。したがってＣ量は０．１５％以上０．４０％以下の範囲とする。溶接性の観点から好ましくは０．１８％以上０．２４％以下の範囲である。より好ましい範囲は０．１８％以上０．２２％以下の範囲である。
Ｓｉ：１．０〜２．０％
Ｓｉは残留オーステナイトの生成に影響して、均一伸びの向上に寄与し、また、固溶強化により高強度化に寄与する。Ｓｉ量が１．０％未満では、所望の残留オーステナイト相の確保が困難となる。一方、Ｓｉ量が２．０％を超えても、残留オーステナイト量への影響は小さい。またＳｉ量が２．０％を超えると表面に濃化するＳｉ量が増加し、化成処理性不良や不めっきが発生する。したがってＳｉ量は１．０％以上２．０％以下の範囲とする。好ましくは１．２％以上１．８％以下、より好ましくは１．２％以上１．６％以下の範囲である。
Ｓｉは残留オーステナイトの生成に影響して、均一伸びの向上に寄与し、また、固溶強化により高強度化に寄与する。Ｓｉ量が１．０％未満では、所望の残留オーステナイト相の確保が困難となる。一方、Ｓｉ量が２．０％を超えても、残留オーステナイト量への影響は小さい。またＳｉ量が２．０％を超えると表面に濃化するＳｉ量が増加し、化成処理性不良や不めっきが発生する。したがってＳｉ量は１．０％以上２．０％以下の範囲とする。好ましくは１．２％以上１．８％以下、より好ましくは１．２％以上１．６％以下の範囲である。
Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、マルテンサイト相を所望量生成させて高強度化に寄与する元素である。上記作用を得るにはＭｎ量は１．５％以上とすることが必要である。一方、Ｍｎ量が２．５％を超えると焼入性が過度に大きくなり、所望のフェライト相とベイナイト相が得られず、マルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に硬質化して優れた伸びおよび曲げ性の確保が困難となる。したがってＭｎ量は１．５％以上２．５％以下の範囲とする。好ましくは１．８％以上２．４％以下、より好ましくは２．０％以上２．４％以下の範囲である。
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、マルテンサイト相を所望量生成させて高強度化に寄与する元素である。上記作用を得るにはＭｎ量は１．５％以上とすることが必要である。一方、Ｍｎ量が２．５％を超えると焼入性が過度に大きくなり、所望のフェライト相とベイナイト相が得られず、マルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に硬質化して優れた伸びおよび曲げ性の確保が困難となる。したがってＭｎ量は１．５％以上２．５％以下の範囲とする。好ましくは１．８％以上２．４％以下、より好ましくは２．０％以上２．４％以下の範囲である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは溶接性に悪影響をおよぼすため、極力少ないほうが好ましい。特にＰ量が０．０２０％を超えると溶接性の劣化が顕著となるが、０．０２０％までは許容できる。したがってＰ量の範囲は０．０２０％以下とする。なお、過度に低減すると製鋼工程での生産能率が低下し、高コストとなるため、Ｐ量の下限は０．００１％程度とすることが好ましく、Ｐ量の範囲は、０．００１％以上０．０２０％以下とすることが好ましい。溶接性を考慮すると、Ｐ量は０．００１％以上０．０１０％未満の範囲とすることがより好ましい。
Ｐは溶接性に悪影響をおよぼすため、極力少ないほうが好ましい。特にＰ量が０．０２０％を超えると溶接性の劣化が顕著となるが、０．０２０％までは許容できる。したがってＰ量の範囲は０．０２０％以下とする。なお、過度に低減すると製鋼工程での生産能率が低下し、高コストとなるため、Ｐ量の下限は０．００１％程度とすることが好ましく、Ｐ量の範囲は、０．００１％以上０．０２０％以下とすることが好ましい。溶接性を考慮すると、Ｐ量は０．００１％以上０．０１０％未満の範囲とすることがより好ましい。
Ｓ：０．００４０％以下
Ｓは介在物として鋼中に存在し、介在物割れの起点となるため、Ｓ量は極力少ないほうが好ましい。特にＳ量が０．００４０％を超えると伸びフランジ性の低下が顕著となるが、０．００４０％までは許容できる。したがってＳ量の範囲は０．００４０％以下とする。一方、過度の低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱硫コストの増加、生産性の低下を伴うため、Ｓ量の下限は０．０００１％程度とすることが好ましく、Ｓ量の範囲は、０．０００１％以上０．００４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００１％以上０．００２０％以下の範囲である。
Ｓは介在物として鋼中に存在し、介在物割れの起点となるため、Ｓ量は極力少ないほうが好ましい。特にＳ量が０．００４０％を超えると伸びフランジ性の低下が顕著となるが、０．００４０％までは許容できる。したがってＳ量の範囲は０．００４０％以下とする。一方、過度の低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱硫コストの増加、生産性の低下を伴うため、Ｓ量の下限は０．０００１％程度とすることが好ましく、Ｓ量の範囲は、０．０００１％以上０．００４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００１％以上０．００２０％以下の範囲である。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加され、０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．１％を超えて添加すると、アルミナなどの鋼板表層部における介在物が増加し曲げ性が低下する。したがって、Ａｌ量は０．０１％以上０．１％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．０８％以下、より好ましくは０．０２％以上０．０６％の範囲である。
Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加され、０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．１％を超えて添加すると、アルミナなどの鋼板表層部における介在物が増加し曲げ性が低下する。したがって、Ａｌ量は０．０１％以上０．１％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．０８％以下、より好ましくは０．０２％以上０．０６％の範囲である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは時効性に影響をおよぼす元素であり、Ｎ量は低いほうが好ましい。特にＮ量が０．０１％を超えると歪時効が顕著になるため、Ｎ量の範囲は０．０１％以下とする必要がある。一方、過度の低減は製鋼工程における脱窒コストの増加を伴い、生産性の低下を伴うためＮ量の下限は０．０００１％程度とすることが好ましい。したがってＮ量の好ましい範囲は０．０００１％以上０．０１％以下であり、より好ましい範囲は、０．０００１％以上０．００６０％以下である。
Ｎは時効性に影響をおよぼす元素であり、Ｎ量は低いほうが好ましい。特にＮ量が０．０１％を超えると歪時効が顕著になるため、Ｎ量の範囲は０．０１％以下とする必要がある。一方、過度の低減は製鋼工程における脱窒コストの増加を伴い、生産性の低下を伴うためＮ量の下限は０．０００１％程度とすることが好ましい。したがってＮ量の好ましい範囲は０．０００１％以上０．０１％以下であり、より好ましい範囲は、０．０００１％以上０．００６０％以下である。
Ｃａ：０．００２０％以下
鋼板表層にＣａ介在物が存在すると、曲げ成形時に、介在物が点状の極微細割れの起点となり、優れた曲げ性の確保が困難となるため極力低いほうが望ましいが、Ｃａの含有量が０．００２０％までは許容できる。よってＣａ量は０．００２０％以下の範囲とする。一方、過度の低減は工業的に困難でありコストの増加を伴うため、Ｃａ量の下限は０．０００１％程度とすることが好ましく、Ｃａ量の範囲は０．０００１％以上０．００２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００１％以上０．０００５％未満の範囲である。
鋼板表層にＣａ介在物が存在すると、曲げ成形時に、介在物が点状の極微細割れの起点となり、優れた曲げ性の確保が困難となるため極力低いほうが望ましいが、Ｃａの含有量が０．００２０％までは許容できる。よってＣａ量は０．００２０％以下の範囲とする。一方、過度の低減は工業的に困難でありコストの増加を伴うため、Ｃａ量の下限は０．０００１％程度とすることが好ましく、Ｃａ量の範囲は０．０００１％以上０．００２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００１％以上０．０００５％未満の範囲である。
なお、本発明の鋼板において、上記以外の成分はＦｅおよび不可避不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分を拒むものではない。
次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼の組織の限定範囲および限定理由について詳細に説明する。
フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率：４０〜７０％
セメンタイトとフェライト相から構成されるベイナイト相およびフェライト相は、マルテンサイト相よりも軟質であり、伸びおよび曲げ性に寄与し、所望の伸びおよび曲げ性を得るために、組織全体に対する面積比率で、ベイナイト相とフェライト相の合計の面積比率を４０％以上にする必要がある。フェライト相とベイナイト相の合計が４０％に満たない場合、硬質なマルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に高強度化して、低い伸びしか得られず、曲げ性も悪くなり、所望の伸び、曲げ性が得られなくなる。一方で、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率が７０％を超えると、強度９００ＭＰａ以上の確保が困難となり、また、伸びに寄与する残留オーステナイト相を所定量確保することが困難となる。よって、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率は４０％以上７０％以下の範囲とする。より好ましい範囲は４５％以上６５％以下である。
セメンタイトとフェライト相から構成されるベイナイト相およびフェライト相は、マルテンサイト相よりも軟質であり、伸びおよび曲げ性に寄与し、所望の伸びおよび曲げ性を得るために、組織全体に対する面積比率で、ベイナイト相とフェライト相の合計の面積比率を４０％以上にする必要がある。フェライト相とベイナイト相の合計が４０％に満たない場合、硬質なマルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に高強度化して、低い伸びしか得られず、曲げ性も悪くなり、所望の伸び、曲げ性が得られなくなる。一方で、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率が７０％を超えると、強度９００ＭＰａ以上の確保が困難となり、また、伸びに寄与する残留オーステナイト相を所定量確保することが困難となる。よって、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率は４０％以上７０％以下の範囲とする。より好ましい範囲は４５％以上６５％以下である。
マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率：２０〜５０％
転位密度が高く硬質なマルテンサイト相は、転位密度の低い焼き戻された軟質なマルテンサイト相とは明確に区別される。硬質なマルテンサイト相は強度に大きく寄与し、９００ＭＰａ以上のＴＳを確保するために、マルテンサイト相の面積比率は２０％以上とする必要がある。一方、マルテンサイト相の面積比率が過度に多い場合には過度に高強度化し、伸びが低下するため、マルテンサイト相の面積比率は５０％以下にする必要がある。マルテンサイト相を組織全体に対する面積比率で２０％以上５０％以下の範囲内で含有する組織とすることで、良好な伸びが得られる。好ましくは２０％以上４０％以下の範囲である。
転位密度が高く硬質なマルテンサイト相は、転位密度の低い焼き戻された軟質なマルテンサイト相とは明確に区別される。硬質なマルテンサイト相は強度に大きく寄与し、９００ＭＰａ以上のＴＳを確保するために、マルテンサイト相の面積比率は２０％以上とする必要がある。一方、マルテンサイト相の面積比率が過度に多い場合には過度に高強度化し、伸びが低下するため、マルテンサイト相の面積比率は５０％以下にする必要がある。マルテンサイト相を組織全体に対する面積比率で２０％以上５０％以下の範囲内で含有する組織とすることで、良好な伸びが得られる。好ましくは２０％以上４０％以下の範囲である。
残留オーステナイト相の組織全体に対する面積率：１０〜３０％
残留オーステナイト相は歪誘起変態、すなわち材料が変形する場合に歪を受けた部分がマルテンサイト相に変態することで変形部が硬質化し、歪の集中を防ぐことにより均一伸びを向上させる効果があり、高い均一伸びを得るには１０％以上の残留オーステナイト相を含有させることが必要である。しかしながら残留オーステナイト相はＣ濃度が高く硬質なため、鋼板中に３０％を超えて過度に存在すると局所的に硬質な部分が存在することとなり、局部伸びを阻害する要因となって優れた伸び（全伸び）、曲げ性を確保することが困難となる。したがって、残留オーステナイト相の面積比率は１０％以上３０％以下とする。好ましくは１０％以上２０％以下の範囲である。
残留オーステナイト相は歪誘起変態、すなわち材料が変形する場合に歪を受けた部分がマルテンサイト相に変態することで変形部が硬質化し、歪の集中を防ぐことにより均一伸びを向上させる効果があり、高い均一伸びを得るには１０％以上の残留オーステナイト相を含有させることが必要である。しかしながら残留オーステナイト相はＣ濃度が高く硬質なため、鋼板中に３０％を超えて過度に存在すると局所的に硬質な部分が存在することとなり、局部伸びを阻害する要因となって優れた伸び（全伸び）、曲げ性を確保することが困難となる。したがって、残留オーステナイト相の面積比率は１０％以上３０％以下とする。好ましくは１０％以上２０％以下の範囲である。
なお、上記で規定した以外の残部組織に関しては、不可避的に生成するセメンタイトなどの組織を、合計の面積比率で５％程度以下であれば本発明の効果を損ねるものではないため、含有してもかまわない。
また、本発明の高強度鋼板は表面に亜鉛系めっき皮膜を形成し、表面に亜鉛系めっき皮膜を有する高強度鋼板（亜鉛系めっき鋼板）とすることも可能である。本発明の材質におよぼすめっきの影響は小さく、亜鉛系めっき皮膜を形成する前の高強度鋼板と同等の引張強度、伸び等を確保できる。ここで亜鉛系めっきとは、亜鉛を７０質量％以上含有するめっきであり、めっきの種類は自動車用鋼板に用いられるＺｎめっき、Ｚｎ−Ｎｉめっきなど亜鉛系のめっきが好ましく、また、付着量は片面あたり３〜８０ｇ／ｍ２程度とすることが好ましい。
次に本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
上記した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗を行った後、４００〜７５０℃の温度域に加熱する第一の熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行った後、８００〜９５０℃の温度域に加熱する第二の熱処理を行い、次いで７００〜８５０℃の温度域に加熱後、冷却速度：１０〜８０℃／秒で３００〜５００℃の温度域まで冷却し、該温度域で１００〜１０００秒保持する第三の熱処理を行うことにより本発明の目的とする高強度鋼板が得られる。また、第３の熱処理後の鋼板にスキンパス圧延を施しても良い。
以下、製造条件の限定範囲および限定理由を詳細に説明する。
上記した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗を行った後、４００〜７５０℃の温度域に加熱する第一の熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行った後、８００〜９５０℃の温度域に加熱する第二の熱処理を行い、次いで７００〜８５０℃の温度域に加熱後、冷却速度：１０〜８０℃／秒で３００〜５００℃の温度域まで冷却し、該温度域で１００〜１０００秒保持する第三の熱処理を行うことにより本発明の目的とする高強度鋼板が得られる。また、第３の熱処理後の鋼板にスキンパス圧延を施しても良い。
以下、製造条件の限定範囲および限定理由を詳細に説明する。
本発明において、鋼スラブの製造には特に制限は無く、薄スラブ鋳造、造塊、連続鋳造法など、常法に従って行えばよい。例えば上記成分組成範囲に調整した鋼を溶製、鋳造して得ることができる。本発明においては、鋼スラブは、連続鋳造スラブ、造塊−分塊スラブ、等を用いることができ、特に偏析を軽減するためには連続鋳造法で製造したスラブを用いることが好ましい。
熱間圧延に関しても特に制限は無く、常法に従って行えばよい。なお、熱間圧延時の加熱温度は、１１００℃以上にすることが好ましく、スケール生成の軽減、燃料原単位の低減の観点から上限は１３００℃程度とすることが好ましい。また、熱間圧延の仕上げ温度（仕上げ圧延出側温度）は、フェライトとパーライトなどの層状組織の生成を回避すべく、８５０℃以上とすることが好ましく、スケール生成の軽減、結晶粒径粗大化の抑制による組織の微細均一化の観点からは上限は９５０℃程度とすることが好ましい。熱間圧延終了後の巻き取り温度は冷間圧延性、表面性状の観点から４００〜６００℃とすることが好ましい。
巻き取り後の鋼板には、常法に従い酸洗を施す。酸洗の条件についても、特に制限は無く、塩酸での酸洗など、従来公知の方法に従って行えばよい。
酸洗後の鋼板には、第一の熱処理（第１回目の熱処理）、次いで冷間圧延工程を経て、第二の熱処理（第２回目の熱処理）、次いで第三の熱処理（第３回目の熱処理）を施す。なお、冷間圧延に関しては特に制限は無く、従来公知の方法に従って行えばよい。また、冷間圧延の圧下率は、特に限定するものではないが、３０％〜６０％程度とすることが好ましい。
第一の熱処理の熱処理温度：４００〜７５０℃
上記熱間圧延後に施す第一の熱処理は、熱延組織を解消し、フェライト相とセメンタイトから構成される均一な組織とすることにより、熱延組織に起因するＣ、Ｍｎなどの元素の偏在を解消し、その後の第二、第三の熱処理後に所望の組織を得るために重要である。第一の熱処理の熱処理温度が４００℃に満たない場合、熱延後の焼戻が不十分であり、熱延後の組織の影響を除去することができず、Ｃ、Ｍｎ元素の偏在に起因して、第二の熱処理、第三の熱処理後にも、元々Ｃ元素の多い領域の焼入性が高くなり、所望のフェライト相とベイナイト相が得られず、十分な伸びおよび曲げ性が得られない。また熱処理温度が４００℃に満たない場合、熱延板の軟質化が十分でなく、硬質な熱延板を冷間圧延することとなるため、冷間圧延の負荷が増大し、高コストとなる。一方、７５０℃を超えて熱処理すると、熱処理後にフェライト相に加え、粗大かつ硬質なマルテンサイト相が過度に存在し、第三の熱処理後の組織が不均一となり、かつマルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に高強度化して、伸び、および曲げ性が著しく低下する。したがって冷間圧延前に極めて均一な組織とするため、熱延板に施す第一の熱処理には最適な温度範囲が存在し、第一の熱処理では４００〜７５０℃の温度域に加熱する、すなわち第一の熱処理の熱処理温度は４００℃以上７５０℃以下の範囲とする。好ましくは４５０℃以上７００℃以下の範囲、より好ましくは４５０℃以上６５０℃以下の範囲である。
上記熱間圧延後に施す第一の熱処理は、熱延組織を解消し、フェライト相とセメンタイトから構成される均一な組織とすることにより、熱延組織に起因するＣ、Ｍｎなどの元素の偏在を解消し、その後の第二、第三の熱処理後に所望の組織を得るために重要である。第一の熱処理の熱処理温度が４００℃に満たない場合、熱延後の焼戻が不十分であり、熱延後の組織の影響を除去することができず、Ｃ、Ｍｎ元素の偏在に起因して、第二の熱処理、第三の熱処理後にも、元々Ｃ元素の多い領域の焼入性が高くなり、所望のフェライト相とベイナイト相が得られず、十分な伸びおよび曲げ性が得られない。また熱処理温度が４００℃に満たない場合、熱延板の軟質化が十分でなく、硬質な熱延板を冷間圧延することとなるため、冷間圧延の負荷が増大し、高コストとなる。一方、７５０℃を超えて熱処理すると、熱処理後にフェライト相に加え、粗大かつ硬質なマルテンサイト相が過度に存在し、第三の熱処理後の組織が不均一となり、かつマルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に高強度化して、伸び、および曲げ性が著しく低下する。したがって冷間圧延前に極めて均一な組織とするため、熱延板に施す第一の熱処理には最適な温度範囲が存在し、第一の熱処理では４００〜７５０℃の温度域に加熱する、すなわち第一の熱処理の熱処理温度は４００℃以上７５０℃以下の範囲とする。好ましくは４５０℃以上７００℃以下の範囲、より好ましくは４５０℃以上６５０℃以下の範囲である。
第二の熱処理の熱処理温度：８００〜９５０℃
冷間圧延後の冷延板には、第二の熱処理（焼鈍）が行われる。このとき、熱処理温度が８００℃より低い場合は、熱処理中のオーステナイト分率が少なく、オーステナイト中へのＣ分配が進行し、また熱処理温度が低いため、熱処理中のオーステナイト粒径は粗大化せず、すなわち熱処理中にはＣ濃度の高いオーステナイトが微細分散した状態となる。したがって第二の熱処理の熱処理温度が８００℃未満の場合、第二の熱処理後はＣ濃度の高い領域が点在することになり、第三の熱処理後に元々Ｃ濃度の高い領域が優先的にマルテンサイト相となるためマルテンサイト相の面積比率が多くなり、伸びおよび曲げ性の低下を招く。一方、第二の熱処理の熱処理温度すなわち焼鈍温度が９５０℃を超えてオーステナイト単相の温度域まで加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化するため、最終的に得られる結晶粒も過度に粗大化し、フェライト相の核生成サイトである粒界が減少、その後の第三の熱処理においてフェライト相の生成が抑制され、マルテンサイト相の面積比率が増加し、伸びおよび曲げ性の低下を招く。したがって、第二の熱処理では８００〜９５０℃に加熱する、すなわち第二の熱処理の熱処理温度（焼鈍温度）は８００℃以上９５０℃以下とする。より好ましくは８４０℃以上９４０℃以下の範囲である。
冷間圧延後の冷延板には、第二の熱処理（焼鈍）が行われる。このとき、熱処理温度が８００℃より低い場合は、熱処理中のオーステナイト分率が少なく、オーステナイト中へのＣ分配が進行し、また熱処理温度が低いため、熱処理中のオーステナイト粒径は粗大化せず、すなわち熱処理中にはＣ濃度の高いオーステナイトが微細分散した状態となる。したがって第二の熱処理の熱処理温度が８００℃未満の場合、第二の熱処理後はＣ濃度の高い領域が点在することになり、第三の熱処理後に元々Ｃ濃度の高い領域が優先的にマルテンサイト相となるためマルテンサイト相の面積比率が多くなり、伸びおよび曲げ性の低下を招く。一方、第二の熱処理の熱処理温度すなわち焼鈍温度が９５０℃を超えてオーステナイト単相の温度域まで加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化するため、最終的に得られる結晶粒も過度に粗大化し、フェライト相の核生成サイトである粒界が減少、その後の第三の熱処理においてフェライト相の生成が抑制され、マルテンサイト相の面積比率が増加し、伸びおよび曲げ性の低下を招く。したがって、第二の熱処理では８００〜９５０℃に加熱する、すなわち第二の熱処理の熱処理温度（焼鈍温度）は８００℃以上９５０℃以下とする。より好ましくは８４０℃以上９４０℃以下の範囲である。
なお、焼鈍後の冷却速度は、特に規定しないが、次に行う第三の熱処理後にフェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相をバランス良く得るために、１０〜８０℃/秒とすることが好ましい。また、冷却手段は、ガス冷却が好ましいが、特に規定する必要はなく、空冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷など、従来行われている冷却手段を用いて組み合わせて行うことが可能である。また、特に限定するものではないが、生産性の観点から第二の熱処理は、連続焼鈍炉にて行うことが好ましい。なお、特に規定するものではないが、焼鈍後の冷却における冷却停止温度は、ベイナイト変態を促進させ、所望の残留オーステナイト相を生成させ、伸び、および曲げ性をバランス良く得るには、３００〜５００℃の範囲が好ましく、オーステナイト相へのＣ濃化を進行させ、所望の残留オーステナイト量を得るには、該冷却停止温度域にて、１００〜１０００秒の範囲保持することが好ましい。
上記した第二の熱処理後（焼鈍後）の鋼板には、７００〜８５０℃の温度域に加熱後、冷却速度：１０〜８０℃／秒で３００〜５００℃の温度域まで冷却し、該温度域で１００〜１０００秒保持する第三の熱処理を施す。
第三の熱処理の熱処理温度：７００〜８５０℃
第三の熱処理の熱処理温度が７００℃より低い場合は、熱処理中のフェライト相の面積比率が過度に多くなり、９００ＭＰａ以上のＴＳの確保が困難となる。一方、熱処理温度が８５０℃を超えると、熱処理中のオーステナイト相の面積比率が増加し、冷却保持後の鋼板のフェライト相の面積比率が少なく、マルテンサイト相の面積比率が大きくなり、最終的にマルテンサイト相の面積比率が５０％を超え、伸びおよび曲げ性の確保が困難となる。したがって、第三の熱処理では７００〜８５０℃に加熱する、すなわち第三の熱処理の熱処理温度は７００℃以上８５０℃以下とする。より好ましくは７４０℃以上８２０℃以下の範囲である。
第三の熱処理の熱処理温度が７００℃より低い場合は、熱処理中のフェライト相の面積比率が過度に多くなり、９００ＭＰａ以上のＴＳの確保が困難となる。一方、熱処理温度が８５０℃を超えると、熱処理中のオーステナイト相の面積比率が増加し、冷却保持後の鋼板のフェライト相の面積比率が少なく、マルテンサイト相の面積比率が大きくなり、最終的にマルテンサイト相の面積比率が５０％を超え、伸びおよび曲げ性の確保が困難となる。したがって、第三の熱処理では７００〜８５０℃に加熱する、すなわち第三の熱処理の熱処理温度は７００℃以上８５０℃以下とする。より好ましくは７４０℃以上８２０℃以下の範囲である。
冷却速度：１０〜８０℃／秒
第三の熱処理において、上記した熱処理温度に加熱した後の冷却速度は、所望の相の面積比率を得るために重要である。冷却速度が１０℃／秒未満の場合、過度にフェライト相が生成し、過度に軟質化するため、９００ＭＰａ以上のＴＳの確保が困難となる。一方で、８０℃／秒を超えると、逆に過度にマルテンサイト相が生成し、過度に硬質化するため、伸びが低下する。したがって冷却速度は１０〜８０℃／秒の範囲とする。好ましくは１０℃／秒以上６０℃／秒以下、より好ましくは１０℃／秒以上４０℃／秒の範囲である。なお、ここで冷却速度は、熱処理温度から冷却停止温度までの平均冷却速度である。また、冷却手段としてはガス冷却が好ましいが特に限定されるものではなく、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行うことが可能である。
第三の熱処理において、上記した熱処理温度に加熱した後の冷却速度は、所望の相の面積比率を得るために重要である。冷却速度が１０℃／秒未満の場合、過度にフェライト相が生成し、過度に軟質化するため、９００ＭＰａ以上のＴＳの確保が困難となる。一方で、８０℃／秒を超えると、逆に過度にマルテンサイト相が生成し、過度に硬質化するため、伸びが低下する。したがって冷却速度は１０〜８０℃／秒の範囲とする。好ましくは１０℃／秒以上６０℃／秒以下、より好ましくは１０℃／秒以上４０℃／秒の範囲である。なお、ここで冷却速度は、熱処理温度から冷却停止温度までの平均冷却速度である。また、冷却手段としてはガス冷却が好ましいが特に限定されるものではなく、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行うことが可能である。
冷却停止温度：３００〜５００℃
冷却停止温度が３００℃未満の場合、残留オーステナイト相の生成が抑制され、過度にマルテンサイト相が生成するため、最終的に得られる鋼板の強度が高くなりすぎ、伸び、および曲げ性の確保が困難となる。一方、５００℃を超える場合、ベイナイト変態は遅延し、残留オーステナイト相の生成は抑制され、最終的に得られる鋼板において、優れた伸び、および曲げ性を得ることが困難となる。フェライト相、ベイナイト相を主体とし、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の存在比率を制御して、ＴＳ９００ＭＰａ以上の強度を確保するとともに優れた伸び、伸びフランジ性および曲げ性を得るには、上記冷却速度で３００〜５００℃の温度域まで冷却する、すなわち冷却停止温度を３００℃以上５００℃以下の範囲とする。より好ましくは３００℃以上４５０℃以下の範囲である。
冷却停止温度が３００℃未満の場合、残留オーステナイト相の生成が抑制され、過度にマルテンサイト相が生成するため、最終的に得られる鋼板の強度が高くなりすぎ、伸び、および曲げ性の確保が困難となる。一方、５００℃を超える場合、ベイナイト変態は遅延し、残留オーステナイト相の生成は抑制され、最終的に得られる鋼板において、優れた伸び、および曲げ性を得ることが困難となる。フェライト相、ベイナイト相を主体とし、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の存在比率を制御して、ＴＳ９００ＭＰａ以上の強度を確保するとともに優れた伸び、伸びフランジ性および曲げ性を得るには、上記冷却速度で３００〜５００℃の温度域まで冷却する、すなわち冷却停止温度を３００℃以上５００℃以下の範囲とする。より好ましくは３００℃以上４５０℃以下の範囲である。
３００〜５００℃での保持時間：１００秒以上１０００秒以下
冷却停止後、オーステナイト相へのＣ濃化を進行させ、所望の残留オーステナイト量を得るため、３００〜５００℃の温度域に１００〜１０００秒保持するいわゆる過時効処理を行う。保持時間が１００秒未満では、オーステナイト相へのＣ濃化が進行する時間が不十分となり、最終的に所望の残留オーステナイト面積比率を得ることが困難となり、また過度にマルテンサイト相が生成し、高強度化し伸び、および曲げ性が低下する。一方、１０００秒を超えて滞留しても残留オーステナイト量は増加せず、伸びの顕著な向上は認められない。したがって、保持時間（過時効処理時間）は１００秒以上１０００秒以下の範囲とする。より好ましくは１５０秒以上８００秒以下の範囲である。上記時間保持後は、特に限定するものではないが、空冷あるいはガス冷却などの常法により常温まで冷却すればよい。また、特に限定するものではないが、第三の熱処理は、生産性のため、連続焼鈍炉にて行うことが好ましい。
冷却停止後、オーステナイト相へのＣ濃化を進行させ、所望の残留オーステナイト量を得るため、３００〜５００℃の温度域に１００〜１０００秒保持するいわゆる過時効処理を行う。保持時間が１００秒未満では、オーステナイト相へのＣ濃化が進行する時間が不十分となり、最終的に所望の残留オーステナイト面積比率を得ることが困難となり、また過度にマルテンサイト相が生成し、高強度化し伸び、および曲げ性が低下する。一方、１０００秒を超えて滞留しても残留オーステナイト量は増加せず、伸びの顕著な向上は認められない。したがって、保持時間（過時効処理時間）は１００秒以上１０００秒以下の範囲とする。より好ましくは１５０秒以上８００秒以下の範囲である。上記時間保持後は、特に限定するものではないが、空冷あるいはガス冷却などの常法により常温まで冷却すればよい。また、特に限定するものではないが、第三の熱処理は、生産性のため、連続焼鈍炉にて行うことが好ましい。
上記した第三の熱処理後の高強度鋼板に、さらに鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を形成する亜鉛系めっき処理を施してもよい。めっき方法は常法にしたがえばよい。例えば、亜鉛系めっき鋼板を製造する場合には、焼鈍後に連続的に連続式電気亜鉛系めっきラインにて亜鉛系めっきを行うことが可能である。
表１に示す成分組成を有する鋼を溶製してスラブとし、加熱温度１２００℃、仕上げ圧延出側温度８８０℃、巻取温度４８０℃の熱間圧延を行い、塩酸酸洗し、引き続き表２に示す条件で１回目の熱処理（第一の熱処理）を行った。その後、圧下率４０％〜５０％で冷間圧延し、表２に示す条件で２回目の熱処理（第二の熱処理）および３回目の熱処理（第三の熱処理）を行い、板厚１．０ｍｍの冷延鋼板を製造した。また、３回目の熱処理後の一部の鋼板に、亜鉛系めっきであるＮｉ含有量１２質量％のＺｎ−Ｎｉ合金めっきを片面あたり２０ｇ/ｍ２として両面めっきし、亜鉛系電気めっき鋼板を製造した。得られた冷延鋼板および電気めっき鋼板について、下記に示すように、材料特性（鋼板の組織、引張特性、伸びフランジ性、曲げ性）を調査した。得られた結果を表３に示す。
鋼板の組織
組織全体に占める各相の面積比率は、圧延方向断面かつ板厚１／４面位置を光学顕微鏡で観察することにより求めた。倍率１０００倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した１００μｍ×１００μｍ四方の正方形領域内に存在する占有面積を求めた。なお、観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。また、組織観察に際しては、３ｖｏｌ.％ピクラールと３ｖｏｌ. ％ピロ亜硫酸ソーダの混合液でエッチングし、観察される黒色領域がフェライト相(ポリゴナルフェライト相)あるいはベイナイト相であるとして、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率を求め、残部領域がマルテンサイト相と残留オーステナイト相であるとして、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の合計の面積比率を求めた。また、別途残留オーステナイト量をＸ線回折により測定し、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の面積比率の合計から残留オーステナイト相の面積比率を差し引くことにより、マルテンサイト相の面積比率を求めた。残留オーステナイト面積比率はＭｏのＫα線を用いてＸ線回折法により求めた。すなわち、鋼板の板厚１／４付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイト相の（２１１）および（２２０）面とフェライト相の（２００）、（２２０）面のピーク強度から残留オーステナイト相の体積率を算出し、これを面積比率とした。
組織全体に占める各相の面積比率は、圧延方向断面かつ板厚１／４面位置を光学顕微鏡で観察することにより求めた。倍率１０００倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した１００μｍ×１００μｍ四方の正方形領域内に存在する占有面積を求めた。なお、観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。また、組織観察に際しては、３ｖｏｌ.％ピクラールと３ｖｏｌ. ％ピロ亜硫酸ソーダの混合液でエッチングし、観察される黒色領域がフェライト相(ポリゴナルフェライト相)あるいはベイナイト相であるとして、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率を求め、残部領域がマルテンサイト相と残留オーステナイト相であるとして、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の合計の面積比率を求めた。また、別途残留オーステナイト量をＸ線回折により測定し、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の面積比率の合計から残留オーステナイト相の面積比率を差し引くことにより、マルテンサイト相の面積比率を求めた。残留オーステナイト面積比率はＭｏのＫα線を用いてＸ線回折法により求めた。すなわち、鋼板の板厚１／４付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイト相の（２１１）および（２２０）面とフェライト相の（２００）、（２２０）面のピーク強度から残留オーステナイト相の体積率を算出し、これを面積比率とした。
引張特性（引張強度、伸び）
圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳＺ２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験を行い降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を調査した。結果を表３に示す。なお、伸びはＴＳ−Ｅｌバランスで評価し、評価基準はＴＳ×Ｅｌ≧２７０００ＭＰａ・％を伸びが良好であるとし、さらにＴＳ×Ｅｌ≧２８０００ＭＰａ・％がより伸びに優れると評価した。
圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳＺ２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験を行い降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を調査した。結果を表３に示す。なお、伸びはＴＳ−Ｅｌバランスで評価し、評価基準はＴＳ×Ｅｌ≧２７０００ＭＰａ・％を伸びが良好であるとし、さらにＴＳ×Ｅｌ≧２８０００ＭＰａ・％がより伸びに優れると評価した。
伸びフランジ性
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に基づき、穴広げ率の測定をおこなった。すなわち、初期直径ｄ０＝１０ｍｍの穴を打抜き、６０°の円錐ポンチを上昇させ穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ０）／d０）×１００として算出した。同一番号の鋼板について３回試験を実施し、穴拡げ率の平均値（λ）を求めた。なお、伸びフランジ性はＴＳ−λバランスで評価し、評価基準はＴＳ×λ≧３００００ＭＰａ・％を伸びフランジ性が良好であるとした。
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に基づき、穴広げ率の測定をおこなった。すなわち、初期直径ｄ０＝１０ｍｍの穴を打抜き、６０°の円錐ポンチを上昇させ穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ０）／d０）×１００として算出した。同一番号の鋼板について３回試験を実施し、穴拡げ率の平均値（λ）を求めた。なお、伸びフランジ性はＴＳ−λバランスで評価し、評価基準はＴＳ×λ≧３００００ＭＰａ・％を伸びフランジ性が良好であるとした。
曲げ性
得られた板厚ｔ＝１．０ｍｍの鋼板を用い、曲げ部の稜線と圧延方向が平行になるように曲げ試験片を採取した。ここで、曲げ試験片のサイズは４０ｍｍ×１００ｍｍとし、圧延直角方向を曲げ試験片の長手とした。採取した曲げ試験片を用い、先端曲げ半径Ｒ＝２．０ｍｍの金型を用いて、下死点での押し付け荷重２９．４ｋＮの９０°Ｖ曲げを行い、曲げ頂点で割れの有無を目視判定し、割れ発生がない場合、良好な曲げ性であるとした。
得られた板厚ｔ＝１．０ｍｍの鋼板を用い、曲げ部の稜線と圧延方向が平行になるように曲げ試験片を採取した。ここで、曲げ試験片のサイズは４０ｍｍ×１００ｍｍとし、圧延直角方向を曲げ試験片の長手とした。採取した曲げ試験片を用い、先端曲げ半径Ｒ＝２．０ｍｍの金型を用いて、下死点での押し付け荷重２９．４ｋＮの９０°Ｖ曲げを行い、曲げ頂点で割れの有無を目視判定し、割れ発生がない場合、良好な曲げ性であるとした。
表３より、本発明例では、ＴＳ×Ｅｌ≧２７０００ＭＰａ・％、ＴＳ×λ≧３００００ＭＰａ・％を満足するとともに、曲げ半径比（Ｒ／ｔ）＝２とする９０°Ｖ曲げで割れなく、伸び、伸びフランジ性、曲げ性ともに優れる引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られていることがわかる。
一方、Ｃ量が本発明範囲を超えるＮｏ．６は伸びが低い。また、本発明の範囲を外れて第一の熱処理の熱処理温度が低いＮｏ．７、第一の熱処理の熱処理温度が高いＮｏ．８、第三の熱処理の熱処理温度が高いＮｏ．１２、第三の熱処理における熱処理後の冷却速度が速いＮｏ．１４はフェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率が少なく、伸びが低く、曲げ性も悪い。第二の熱処理の熱処理温度が低いＮｏ．９、第二の熱処理の熱処理温度が高いＮｏ．１０はフェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率が少なく、マルテンサイト相の面積比率が多く、伸びが低く、曲げ性も悪い。第三の熱処理の熱処理温度が低いＮｏ．１１、第三の熱処理における熱処理後の冷却速度が遅いＮｏ．１３はフェライト相とベイナイトの合計の組織全体に対する面積比率が多く、ＴＳが９００ＭＰａに満たない。第三の熱処理における冷却停止温度が低いＮｏ．１５、第三の熱処理における冷却停止温度が高いＮｏ．１６、第三の熱処理における保持時間（過時効時間）の短いＮｏ．１７は残留オーステナイト相の面積比率が少なく、伸びが低い。第三の熱処理における保持時間（過時効時間）の長いＮｏ．１８はマルテンサイト相の面積比率が少なく、ＴＳが９００ＭＰａに満たない。
本発明に従い鋼板中のＮｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなど高価な元素を積極的に添加することなく、安価で且つ優れた伸び、伸びフランジ性、曲げ性を有する引張強度（ＴＳ）：９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度鋼板は、自動車部品以外にも、建築および家電分野など厳しい寸法精度、加工性が必要とされる用途にも好適である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４０％、
Ｓｉ：１．０〜２．０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００４０％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下および
Ｃａ：０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、組織全体に対する面積比率で、フェライト相とベイナイト相の合計が４０〜７０％、マルテンサイト相が２０〜５０％、残留オーステナイト相が１０〜３０％である組織を有することを特徴とする高強度鋼板。 - 表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
- 請求項１に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗を行った後、４００〜７５０℃の温度域に加熱する第一の熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行った後、８００〜９５０℃の温度域に加熱する第二の熱処理を行い、次いで７００〜８５０℃の温度域に加熱後、冷却速度：１０〜８０℃／秒で３００〜５００℃の温度域まで冷却し、該温度域で１００〜１０００秒保持する第三の熱処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
- 前記第三の熱処理後に亜鉛系めっき処理を行うことを特徴とする請求項３に記載の高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013068295A JP5862591B2 (ja) | 2013-03-28 | 2013-03-28 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| PCT/JP2014/001730 WO2014156142A1 (ja) | 2013-03-28 | 2014-03-26 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| MX2015013516A MX2015013516A (es) | 2013-03-28 | 2014-03-26 | Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma. |
| EP14774721.6A EP2980243B1 (en) | 2013-03-28 | 2014-03-26 | High-strength steel sheet and method for manufacturing same |
| KR1020157025312A KR101740843B1 (ko) | 2013-03-28 | 2014-03-26 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| CN201480018925.7A CN105189804B (zh) | 2013-03-28 | 2014-03-26 | 高强度钢板及其制造方法 |
| US14/779,783 US10260133B2 (en) | 2013-03-28 | 2014-03-26 | High-strength steel sheet and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013068295A JP5862591B2 (ja) | 2013-03-28 | 2013-03-28 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2014189868A true JP2014189868A (ja) | 2014-10-06 |
| JP5862591B2 JP5862591B2 (ja) | 2016-02-16 |
Family
ID=51623155
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013068295A Active JP5862591B2 (ja) | 2013-03-28 | 2013-03-28 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US10260133B2 (ja) |
| EP (1) | EP2980243B1 (ja) |
| JP (1) | JP5862591B2 (ja) |
| KR (1) | KR101740843B1 (ja) |
| CN (1) | CN105189804B (ja) |
| MX (1) | MX2015013516A (ja) |
| WO (1) | WO2014156142A1 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018043473A1 (ja) | 2016-08-31 | 2018-03-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR20190044105A (ko) | 2016-08-31 | 2019-04-29 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 |
| JP2021500475A (ja) * | 2016-12-21 | 2021-01-07 | アルセロールミタル | 被覆鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017141588A1 (ja) * | 2016-02-18 | 2017-08-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| CN108713066B (zh) * | 2016-03-07 | 2021-05-07 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法 |
| JP6762797B2 (ja) * | 2016-08-03 | 2020-09-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP6414246B2 (ja) * | 2017-02-15 | 2018-10-31 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2019092483A1 (en) * | 2017-11-10 | 2019-05-16 | Arcelormittal | Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| JP7167648B2 (ja) * | 2018-11-13 | 2022-11-09 | トヨタ自動車株式会社 | 鋼板の製造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010065272A (ja) * | 2008-09-10 | 2010-03-25 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2010065273A (ja) * | 2008-09-10 | 2010-03-25 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2010090475A (ja) * | 2008-09-10 | 2010-04-22 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2012148305A (ja) * | 2011-01-19 | 2012-08-09 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼部材の成形方法 |
| JP2012188738A (ja) * | 2010-11-15 | 2012-10-04 | Kobe Steel Ltd | 温間での延性と深絞り性に優れる高強度鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3414048A1 (de) * | 1984-04-13 | 1985-10-17 | Nisshin Steel Co., Ltd., Tokio/Tokyo | Verfahren zum herstellen von mit einer zink-nickel-legierung galvanisierten stahlteilen |
| US7090731B2 (en) * | 2001-01-31 | 2006-08-15 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof |
| JP4062616B2 (ja) | 2002-08-12 | 2008-03-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 |
| JP5110970B2 (ja) | 2006-05-29 | 2012-12-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 |
| KR101445813B1 (ko) | 2009-11-30 | 2014-10-01 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 내수소취화 특성이 우수한 인장 최대 강도가 900 ＭＰａ 이상인 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| JP5589893B2 (ja) | 2010-02-26 | 2014-09-17 | 新日鐵住金株式会社 | 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| EP3034644B1 (en) * | 2010-09-16 | 2018-12-12 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel sheet and high-strength zinc-coated steel sheet which have excellent ductility and stretch-flangeability and manufacturing method thereof |
| WO2012048841A1 (en) | 2010-10-12 | 2012-04-19 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | Method of hot forming a steel blank and the hot formed part |
| EP2447255A1 (en) * | 2010-10-14 | 2012-05-02 | Lonza Ltd. | Process for the synthesis of cyclic carbamates |
-
2013
- 2013-03-28 JP JP2013068295A patent/JP5862591B2/ja active Active
-
2014
- 2014-03-26 EP EP14774721.6A patent/EP2980243B1/en active Active
- 2014-03-26 CN CN201480018925.7A patent/CN105189804B/zh active Active
- 2014-03-26 MX MX2015013516A patent/MX2015013516A/es active IP Right Grant
- 2014-03-26 US US14/779,783 patent/US10260133B2/en active Active
- 2014-03-26 KR KR1020157025312A patent/KR101740843B1/ko active IP Right Grant
- 2014-03-26 WO PCT/JP2014/001730 patent/WO2014156142A1/ja active Application Filing
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010065272A (ja) * | 2008-09-10 | 2010-03-25 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2010065273A (ja) * | 2008-09-10 | 2010-03-25 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2010090475A (ja) * | 2008-09-10 | 2010-04-22 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2012188738A (ja) * | 2010-11-15 | 2012-10-04 | Kobe Steel Ltd | 温間での延性と深絞り性に優れる高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2012148305A (ja) * | 2011-01-19 | 2012-08-09 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼部材の成形方法 |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018043473A1 (ja) | 2016-08-31 | 2018-03-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR20190044105A (ko) | 2016-08-31 | 2019-04-29 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 |
| KR20190045277A (ko) | 2016-08-31 | 2019-05-02 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 |
| US11401595B2 (en) | 2016-08-31 | 2022-08-02 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and production method therefor |
| US11578381B2 (en) | 2016-08-31 | 2023-02-14 | Jfe Steel Corporation | Production method for high-strength steel sheet |
| JP2021500475A (ja) * | 2016-12-21 | 2021-01-07 | アルセロールミタル | 被覆鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5862591B2 (ja) | 2016-02-16 |
| KR101740843B1 (ko) | 2017-05-26 |
| EP2980243B1 (en) | 2017-06-07 |
| CN105189804B (zh) | 2018-04-27 |
| WO2014156142A1 (ja) | 2014-10-02 |
| EP2980243A1 (en) | 2016-02-03 |
| US10260133B2 (en) | 2019-04-16 |
| EP2980243A4 (en) | 2016-04-20 |
| CN105189804A (zh) | 2015-12-23 |
| MX2015013516A (es) | 2016-02-05 |
| KR20150119332A (ko) | 2015-10-23 |
| US20160083819A1 (en) | 2016-03-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6566026B2 (ja) | めっき鋼板 | |
| JP5862591B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP6341214B2 (ja) | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 | |
| JP5348268B2 (ja) | 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5857909B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP5487984B2 (ja) | 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2016021194A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2017048412A (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法 | |
| JPWO2012053636A1 (ja) | ホットスタンプ成形体の製造方法及びホットスタンプ成形体 | |
| JP6223905B2 (ja) | 降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP5867436B2 (ja) | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5239562B2 (ja) | 加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2012237042A (ja) | 加工性に優れる高強度冷延鋼板ならびにその製造方法 | |
| JP2012153957A (ja) | 延性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5862052B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板ならびにその製造方法 | |
| JP6237963B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP7031795B1 (ja) | 鋼板、部材及びそれらの製造方法 | |
| JP2016074967A (ja) | 冷延鋼板の製造方法 | |
| JP6217455B2 (ja) | 冷延鋼板 | |
| JP6737419B1 (ja) | 薄鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2017131052A1 (ja) | 温間加工用高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2013216936A (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2013227635A (ja) | 高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度冷延鋼板の製造方法、及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP6121197B2 (ja) | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2011046999A (ja) | 加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20141027 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150804 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20150918 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20151201 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20151214 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5862591 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |