JP2015151576A - HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING MAXIMUM TENSILE STRENGTH OF 1300 MPa OR MORE AND EXCELLENT IN MOLDABILITY, HIGH STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET, HIGH STRENGTH ALLOY GALVANIZED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a high strength steel sheet having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more and excellent in moldability, a high strength galvanized steel sheet and high strength alloy galvanized steel sheet.SOLUTION: There is provided a high strength steel sheet having a component composition containing, by mass%, C:0.1 to 0.6%, Si:1.0 to 3.0%, Mn:1.00 to 5.20%, P:0.04% or less, S:0.05% or less, Al:0.001 to 2.0%, N:0.01% or less, O:0.01% or less, and the balance iron with inevitable impurities and a micro structure containing, by volume percentage, tempered martensite of 20 to 90%, bainite of 5 to 75%, austenite of 5 to 25% and ferrite of limited 10% or less, having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more and excellent in moldability.

Description

本発明は、最大引張強度（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上で、成形性に優れた自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に特に適した高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と、それらの製造方法に関するものである。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっき層中には、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどを含有しても構わない。   The present invention has a maximum tensile strength (TS) of 1300 MPa or more, a high-strength steel sheet, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that is particularly suitable for structural members, reinforcing members, and suspension members for automobiles that are excellent in formability, Further, the present invention relates to high-strength galvannealed steel sheets and methods for producing them. In addition to pure zinc, the plating layer in the high-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength galvannealed steel sheet of the present invention contains Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr, Ni, Cu, etc. It doesn't matter.

自動車のフロントサイドメンバー、クロスメンバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費向上の動向に対応すべく軽量化が検討されており、材料面では、薄肉化しても強度及び衝突安全性が確保されるという観点から更なる鋼板の高強度化が進められている。   The weight reduction of automobile front side members, cross members, side members, etc. is being studied in order to respond to recent trends in fuel efficiency improvement, and in terms of materials, strength and collision safety are ensured even if they are made thinner. In view of the above, further strengthening of steel sheets is being promoted.

ホットスタンプ技術は、鋼板をオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するもので、室温で実施する通常のプレス加工に比べ、成形荷重が大幅に低減される。また、プレス加工と同時に、金型内において、いわゆる焼入れ処理を実施することになるため、鋼のＣ量に応じて１０００〜２０００ＭＰａの強度を得ることができ、形状凍結性と強度確保を両立する技術として注目されている。   In the hot stamping technique, the steel sheet is heated to a high temperature in the austenite region and then press forming is performed, and the forming load is greatly reduced as compared with normal press working performed at room temperature. In addition, since a so-called quenching process is performed in the mold at the same time as the press working, a strength of 1000 to 2000 MPa can be obtained according to the amount of C in the steel, and both shape freezing properties and securing of strength are compatible. It is attracting attention as a technology.

ただし、ホットスタンプ技術を用いて上記部材の製造を行うには、多大な設備投資が必要となるため、従来のプレス加工において成形可能な高強度鋼板の開発が必須である。   However, in order to manufacture the above-described member using the hot stamping technology, a large capital investment is required, and therefore development of a high-strength steel plate that can be formed by conventional press working is essential.

材料の成形性は強度の上昇に伴って劣化するので、プレス成形性と高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。主に自動車の構造用部材や補強用部材に使用する高強度鋼板は、穴拡げ性と延性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸びや穴拡げといった個別の特性が優れているだけでなく、その両方が優れていることが求められる。   Since the formability of the material deteriorates as the strength increases, it is necessary to produce a steel sheet that satisfies both press formability and high strength. High-strength steel sheets used mainly for automobile structural members and reinforcing members are required to have excellent hole expandability and ductility. In particular, molding of a part having a complicated shape requires not only excellent individual characteristics such as elongation and hole expansion, but also excellent both.

一般に、少ない合金含有量で鋼板強度を効率的に向上させる手法としては、延性に富んだ軟質なフェライト組織中に、硬質なマルテンサイトや残留オーステナイトを分散させる手法がある。この手法で強化したのがＤ Ｐ 鋼やＴ Ｒ Ｉ Ｐ 鋼である。しかし、第２ 相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合、穴拡げ性が著しく低下するという問題がある（例えば、非特許文献１ を参照） 。このように強度と穴拡げ性の両立は難しい。   In general, as a technique for efficiently improving the steel sheet strength with a small alloy content, there is a technique for dispersing hard martensite and retained austenite in a soft ferrite structure rich in ductility. Dp steel and TRIP steel are strengthened by this method. However, when martensite or retained austenite is used in the second phase, there is a problem that the hole expandability is remarkably reduced (for example, see Non-Patent Document 1). Thus, it is difficult to achieve both strength and hole expandability.

強度と穴拡げ性を両立させる手法としては、主相をベイナイト組織として、優れた穴拡げ性と強度を確保する手法が特許文献１ に開示されている。しかし、この手法には、主相がベイナイト組織であるために伸びが低く、成形性に劣るという問題がある。加えて、７８０ＭＰａ級の強度の確保を考えた場合、Ｃ やＭ ｎの添加量を抑える必要があることから、焼入れ性が劣化し、主相をベイナイト組織とすることが難しいという問題がある。   As a technique for achieving both strength and hole expansibility, Patent Document 1 discloses a technique for ensuring excellent hole expansibility and strength with a main phase as a bainite structure. However, this method has a problem that since the main phase is a bainite structure, the elongation is low and the moldability is poor. In addition, when securing the strength of 780 MPa class is considered, since it is necessary to suppress the amount of addition of C 3 and M n, there is a problem that hardenability is deteriorated and it is difficult to make the main phase into a bainite structure.

これに対し、主相であるフェライトと硬質組織であるマルテンサイトの硬度差を低減させる手法が、非特許文献１ に開示されている。マルテンサイトとフェライトの硬度差を低減するには、マルテンサイト形成のための焼入れと、焼戻しが必要であることから、低温への急冷と再加熱が必須である。   In contrast, Non-Patent Document 1 discloses a technique for reducing the hardness difference between ferrite as a main phase and martensite as a hard structure. In order to reduce the hardness difference between martensite and ferrite, quenching and tempering for forming martensite are necessary, and thus rapid cooling to low temperature and reheating are essential.

しかし、高温から焼入れを行うと、フェライトが多量の固溶Ｃを含むことになり、その結果、フェライトが強化され、フェライトの特徴の優れた延性が損なわれることになる。それ故、穴拡げ性は優れるが、フェライトの特徴の優れた成形性が低下するという課題がある。   However, when quenching from a high temperature, the ferrite contains a large amount of solid solution C, and as a result, the ferrite is strengthened and the excellent ductility of the ferrite is impaired. Therefore, although hole expansibility is excellent, there exists a subject that the moldability excellent in the feature of ferrite falls.

他の手法として、水焼入れを行わずに、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）以下へ冷却した後、２００〜４００℃ に再加熱する手法が特許文献２に開示されている。しかし、Ｍｓ以下に焼き入れたとしても、マルテンサイト変態は完了しておらず、残ったオーステナイトは、その後の熱処理にても焼き戻されずに、熱処理後、再度、室温まで冷却される過程でマルテンサイトへと変態する。焼戻し後に生成したマルテンサイトは硬く、穴拡げ性に悪影響を及ぼすので、穴拡げ性の更なる向上には課題が残る。   As another technique, Patent Document 2 discloses a technique of cooling to 200 to 400 ° C. after cooling to Ms (martensitic transformation start temperature) or less without performing water quenching. However, even when quenched below Ms, the martensitic transformation is not completed, and the remaining austenite is not tempered even in the subsequent heat treatment, and after the heat treatment, it is cooled again to room temperature. Transform into a site. Since the martensite produced after tempering is hard and adversely affects the hole expandability, there remains a problem in further improving the hole expandability.

非特許文献２には、オーステナイト単相域で焼鈍した後、Ｍｓ以下へ冷却し、その後、３５０〜４００℃に再加熱する手法が開示されている。この手法においては、主相を硬質なマルテンサイト組織、残留オーステナイトを第２相として分散させることで、高強度ながらも、優れた伸びを得ている。   Non-Patent Document 2 discloses a method of annealing in an austenite single phase region, cooling to Ms or less, and then reheating to 350 to 400 ° C. In this method, excellent elongation is obtained in spite of high strength by dispersing the main phase as a hard martensite structure and the retained austenite as the second phase.

非特許文献２に、穴広げ性に関しての明確な記載はないが、オーステナイト単相域で焼鈍することで、軟質なフェライトが低減するので、フェライトとマルテンサイトの高度差は問題とならない。しかし、引張試験の結果、局部延性を示さない例も見られることから、マルテンサイトと残留オーステナイトからなる組織は穴広げ性を劣化させることは明確である。   Non-Patent Document 2 does not have a clear description regarding hole expansibility, but since soft ferrite is reduced by annealing in the austenite single-phase region, the difference in altitude between ferrite and martensite is not a problem. However, as a result of the tensile test, there are cases where local ductility is not exhibited, so it is clear that the structure composed of martensite and retained austenite deteriorates the hole expandability.

特開平１１−２７９６９１号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-296991 特開平１０−２３７５４７号公報JP-A-10-237547

中村 展行、占部 俊明、細谷 佳弘、海津 亨、超高強度冷延鋼板の伸びフランジ成形性に及ぼす組織の影響（ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ）、日本鉄鋼協会、２０００年３月発行、第１３巻、第３号、３９１頁Nobuyuki Nakamura, Toshiaki Urabe, Yoshihiro Hosoya, Satoshi Kaizu, Effect of microstructure on stretch flangeability of ultra-high strength cold-rolled steel sheet (CAMP-ISIJ), Japan Iron and Steel Institute, March 2000, Volume 13, No. 3, page 391 E. D. MOOR, J. G SPEER, D. K. MATLOCK, Jai-Hyun KWAK and Seung-Bok LEE, Effect of Carbon and Manganese on the Quenching and Partitioning Response of CMnSi Steels, ISIJ International, 51(2011), 133頁E. D. MOOR, J. G SPEER, D. K. MATLOCK, Jai-Hyun KWAK and Seung-Bok LEE, Effect of Carbon and Manganese on the Quenching and Partitioning Response of CMnSi Steels, ISIJ International, 51 (2011), p. 133

本発明は、前述した従来の事情に鑑み、最大引張強度（ＴＳ）１３００ＭＰａ以上で、成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と、その製造方法を提供することを目的とする。   In view of the above-described conventional circumstances, the present invention has a maximum tensile strength (TS) of 1300 MPa or more, a high-strength steel sheet excellent in formability, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and a high-strength galvannealed steel sheet, It aims at providing the manufacturing method.

本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、高強度でかつ優れた成形性を具備するためには、硬質なマルテンサイトと延性に優れる残留オーステナイトからなる組織であることに加え、ベイナイトの存在位置をマルテンサイトとオーステナイトの間に制御することが重要であることを見出した。   As a result of intensive studies to achieve the above object, the present inventors have a structure composed of hard martensite and retained austenite having excellent ductility in order to have high strength and excellent formability. In addition, it was found that it is important to control the location of bainite between martensite and austenite.

鋼板を高温から一時冷却した後に再加熱して保持するプロセスに加え、一時冷却後の保持の前に曲げ−曲戻し変形を施して、ベイナイトの生成位置をマルテンサイトとオーステナイトの間に制御すると、穴広げ性が向上することを見出した。この結果、マルテンサイトによる高強度とオーステナイトの優れた延性に加え、ベイナイトによる穴拡げ性の向上により、高強度と成形性の両立が容易に達成可能となる。   In addition to the process of reheating and holding the steel plate after it has been temporarily cooled from a high temperature, bend-back bending deformation is performed before holding after the temporary cooling, and the generation position of bainite is controlled between martensite and austenite, It has been found that the hole expandability is improved. As a result, in addition to the high strength of martensite and the excellent ductility of austenite, the improvement of hole expandability by bainite makes it possible to easily achieve both high strength and formability.

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。   The present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.

（１）成分組成が、質量％で
Ｃ ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：１．００〜５．２０％、
Ｐ ：０．０４％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ｏ ：０．０１％以下
を含有し、残部：鉄及び不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、体積分率で、焼戻しマルテンサイトを２０〜９０％、ベイナイトを５〜７５％、オーステナイトを５〜２５％を含み、フェライトを１０％以下に制限した組織である
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。 (1) Component composition is C: 0.1-0.6% by mass%,
Si: 1.0-3.0%,
Mn: 1.00-5.20%,
P: 0.04% or less,
S: 0.05% or less,
Al: 0.001 to 2.0%,
N: 0.01% or less,
O: Contains 0.01% or less, balance: iron and inevitable impurities,
The microstructure is characterized by a volume fraction that includes 20 to 90% tempered martensite, 5 to 75% bainite, 5 to 25% austenite, and restricts ferrite to 10% or less. A high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more.

（２）前記ミクロ組織中のベイナイトのうち、個数％で８０％以上のベイナイト粒において、粒界が焼戻しマルテンサイト及びオーステナイトのいずれもが接触していることを特徴とする前記（１）に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。   (2) In the bainite in the microstructure, in the bainite grains of 80% or more in number%, the grain boundary is in contact with both tempered martensite and austenite. A high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more.

（３）前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。 (3) The component composition is further in mass%,
Mo: 0.01 to 1.0%,
Cr: 0.05-2.0%,
Ni: 0.05-2.0%,
Cu: 0.05-2.0%
A high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more as described in (1) or (2) above, comprising one or more of the above.

（４）前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｖ ：０．００５〜０．３％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。 (4) The component composition is further mass%,
Nb: 0.005-0.3%
Ti: 0.005 to 0.3%,
V: 0.005-0.3%
A high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to any one of (1) to (3), characterized by containing one or more of the following.

（５）前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．１％
を含有する
ことを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有す成形性に優れた高強度鋼板。 (5) The component composition is further in mass%,
B: 0.0001 to 0.1%
A high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to any one of (1) to (4).

（６）前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。 (6) The component composition is further in mass%,
Ca: 0.0005 to 0.01%,
Mg: 0.0005 to 0.01%,
REM: 0.0005 to 0.01%
A high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to any one of (1) to (5), characterized by containing one or more of the following.

（７）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の表面に、Ｚｎ、Ｆｅ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる亜鉛めっき層を有することを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。   (7) Zinc composed of Zn, Fe, Al, and unavoidable impurities on the surface of a high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to any one of (1) to (6). A high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more, comprising a plating layer.

（８）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の表面に、Ｚｎ、Ｆｅ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる合金化亜鉛めっき層を有することを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。   (8) An alloy composed of Zn, Fe, Al, and unavoidable impurities on the surface of a high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to any one of (1) to (6). A high-strength galvannealed steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more, characterized by having a galvanized layer.

（９）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法において、
（ｘ）前記（１）及び（３）〜（５）のいずれかに記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr₃変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc₃変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却する
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。 (9) In the production method for producing a high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to any one of (1) to (6),
(X) The cast slab comprising the component composition according to any one of (1) and (3) to (5) is directly or once cooled and then heated to 1100 ° C. or higher and hot at an Ar ₃ transformation point or higher. After rolling, after winding, pickling, cold rolling,
(Y) Annealing for 20 seconds or more above the Ac ₃ transformation point, cooling to a temperature range of Ms to (Ms-250) ° C.,
(Z) A roll having a radius of 800 mm or less is subjected to bending-back bending deformation, reheated to a temperature range of 300 to 500 ° C., held in this temperature range for 10 to 1000 seconds, and then cooled to room temperature. A method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more.

（１０）前記（７）に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法において、
（ｘ）前記（１）及び（３）〜（５）のいずれかに記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr₃変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc₃変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却し、続いて、
（z1）亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施す
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 (10) In the production method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more as described in (7) above,
(X) The cast slab comprising the component composition according to any one of (1) and (3) to (5) is directly or once cooled and then heated to 1100 ° C. or higher and hot at an Ar ₃ transformation point or higher. After rolling, after winding, pickling, cold rolling,
(Y) Annealing for 20 seconds or more above the Ac ₃ transformation point, cooling to a temperature range of Ms to (Ms-250) ° C.,
(Z) A roll having a radius of 800 mm or less is subjected to bending-bending deformation, reheated to a temperature range of 300 to 500 ° C., held in this temperature range for 10 to 1000 seconds, then cooled to room temperature, ,
(Z1) A method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more, wherein the hot-dip galvanizing is performed by dipping in a galvanizing bath.

（１１）前記（８）に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法において、
（ｘ）前記（１）及び（３）〜（５）のいずれかに記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr₃変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc₃変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却し、続いて、
（z2）亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施した後、４５０〜６００℃の温度域にて熱処理を施す
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 (11) In the method for producing a high-strength galvannealed steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more as described in (8) above,
(X) The cast slab comprising the component composition according to any one of (1) and (3) to (5) is directly or once cooled and then heated to 1100 ° C. or higher and hot at an Ar ₃ transformation point or higher. After rolling, after winding, pickling, cold rolling,
(Y) Annealing for 20 seconds or more above the Ac ₃ transformation point, cooling to a temperature range of Ms to (Ms-250) ° C.,
(Z) A roll having a radius of 800 mm or less is subjected to bending-bending deformation, reheated to a temperature range of 300 to 500 ° C., held in this temperature range for 10 to 1000 seconds, then cooled to room temperature, ,
(Z2) A high-strength alloy excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more, characterized in that it is immersed in a galvanizing bath and hot-dip galvanized and then heat treated in a temperature range of 450 to 600 ° C. Method for producing a galvannealed steel sheet.

本発明によれば、自動車の構造用部材や補強用部材に足回り用部材に好適な引張最大強度１３００ＭＰａを有する成形性に優れた高強度鋼板を安価に提供することができる。   ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the high strength steel plate excellent in the formability which has the tensile maximum strength 1300MPa suitable for the member for suspensions in the structural member and reinforcement member of a motor vehicle can be provided at low cost.

以下、引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、まとめて「本発明鋼板」ということがある。）とそれらの製造方法について詳細に説明する。   Hereinafter, a high-strength steel sheet having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more, a high-strength steel sheet excellent in formability, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and a high-strength galvannealed steel sheet (hereinafter collectively referred to as “the present invention steel sheet”). ) And their manufacturing methods will be described in detail.

本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討した。１３００ＭＰａ以上の高強度と優れた成形性を両立させるには、ミクロ組織を、体積分率で、焼戻しマルテンサイトを２０〜９０％、ベイナイトを５〜７５％、オーステナイトを５〜２５％を含み、フェライトを１０％以下に制限した組織とすることが重要である。   The present inventors diligently studied to solve the above problems. In order to achieve both high strength of 1300 MPa or more and excellent formability, the microstructure contains 20 to 90% tempered martensite, 5 to 75% bainite, and 5 to 25% austenite in volume fraction, It is important to have a structure in which ferrite is limited to 10% or less.

一般に、１３００ＭＰａ以上の高強度鋼においては、マルテンサイトや残留オーステナイトを用いて組織強化を行う場合が多く、成形性（伸びと穴拡げ性）の劣化、特に、穴拡げ性の劣化が顕著である。そこで、本発明では、本発明鋼板の引張最大強度を１３００ＭＰａ以上とした。   Generally, in high-strength steel of 1300 MPa or higher, martensite or retained austenite is often used for structural strengthening, and deterioration of formability (elongation and hole expandability), particularly deterioration of hole expandability is remarkable. . Therefore, in the present invention, the maximum tensile strength of the steel sheet of the present invention is set to 1300 MPa or more.

次に、本発明鋼板のミクロ組織を構成する組織の体積分率について説明する。   Next, the volume fraction of the structure constituting the microstructure of the steel sheet of the present invention will be described.

強化組織である焼戻しマルテンサイトで最大引張強度１３００ＭＰａ以上を確保するため、焼戻しマルテンサイトの体積分率を２０〜９０％とした。体積分率が２０％未満では、引張最大強度１３００ＭＰａ以上を確保するのが難しいので、焼戻しマルテンサイトの体積分率は２０％以上とする。好ましくは３０％以上である。   In order to ensure the maximum tensile strength of 1300 MPa or more with tempered martensite which is a strengthened structure, the volume fraction of tempered martensite was set to 20 to 90%. If the volume fraction is less than 20%, it is difficult to secure a maximum tensile strength of 1300 MPa or more, so the volume fraction of tempered martensite is 20% or more. Preferably it is 30% or more.

一方、焼戻しマルテンサイトの体積分率が９０％を超えると、成形性の確保に必要なベイナイトとオーステナイトを確保することが難しくなるので、焼戻しマルテンサイトの体積分率は９０％以下とする。好ましくは８０％以下である。   On the other hand, if the volume fraction of tempered martensite exceeds 90%, it becomes difficult to secure bainite and austenite necessary for securing formability, so the volume fraction of tempered martensite is 90% or less. Preferably it is 80% or less.

成形性の向上のために、ベイナイトの体積分率を５〜７５％とした。本発明者らは、鋭意検討の結果、ミクロ組織中のベイナイトのうち、個数％で８０％以上のベイナイト粒において、粒界が焼戻しマルテンサイト及びオーステナイトのいずれもが接触している場合、穴広げ性が向上することを見出した。このような穴拡げ性向上効果が得られる理由は必ずしも明らかではないが、本発明者らは以下のように考えている。   In order to improve moldability, the volume fraction of bainite was set to 5 to 75%. As a result of intensive studies, the inventors of the present invention have conducted a hole expansion when the grain boundary is in contact with both tempered martensite and austenite in bainite grains having a number% of 80% or more of bainite in the microstructure. It was found that the performance is improved. The reason why such a hole expandability improving effect is obtained is not necessarily clear, but the present inventors consider as follows.

通常、ミクロ組織が、硬質なマルテンサイトと延性に優れる残留オーステナイトからなる場合、マルテンサイトの硬度と残留オーステナイトの硬度の硬度差によって、変形時、マルテンサイトへ応力集中が生じ、マルテンサイトとオーステナイトの界面にボイドが生成する。このボイドが、穴拡げ性の低下の原因となる。それ故、マルテンサイトとオーステナイトの間にベイナイトを形成すれば、マルテンサイトへの応力集中が緩和されて、穴拡げ性が向上する。   Normally, when the microstructure is composed of hard martensite and retained austenite having excellent ductility, stress concentration occurs in the martensite during deformation due to the hardness difference between the martensite hardness and the retained austenite hardness, and the martensite and austenite Voids are generated at the interface. This void causes a decrease in hole expansibility. Therefore, if bainite is formed between martensite and austenite, stress concentration on martensite is relieved and hole expansibility is improved.

本発明鋼板において優れた成形性を確保するために、残留オーステナイトを５〜２５％とした。残留オーステナイトは、プレス成形時にマルテンサイトへ変態して、優れた加工硬化と高い均一伸びをもたらす。体積分率が５％未満では、伸びが低下し、優れた成形性の確保が難しくなるので、残留オーステナイトの体積分率は５％以上とする。好ましくは１０％以上である。   In order to ensure excellent formability in the steel sheet of the present invention, the retained austenite was 5 to 25%. Residual austenite is transformed into martensite during press molding, resulting in excellent work hardening and high uniform elongation. If the volume fraction is less than 5%, the elongation decreases and it becomes difficult to ensure excellent moldability. Therefore, the volume fraction of retained austenite is set to 5% or more. Preferably it is 10% or more.

一方、体積率が２５％を超えると、強度と穴拡げ性の確保に必要なマルテンサイトとベイナイトを確保することが難しくなるので、残留オーステナイトの体積分率は２５％以下とする。   On the other hand, if the volume ratio exceeds 25%, it becomes difficult to secure martensite and bainite necessary for securing strength and hole expansibility, so the volume fraction of retained austenite is 25% or less.

１３００ＭＰａの引張最大強度を確保するため、軟質なフェライトの体積分率を１０％以下に制限した。フェライトの体積分率が１０％を超えると、１３００ＭＰａの引張細最大強度を確保することが困難となるほか、硬質なマルテンサイトとの硬度差によって、変形時、マルテンサイトへ応力集中が生じ、マルテンサイトとオーステナイトの界面にボイドが生成し易くなる。   In order to ensure the maximum tensile strength of 1300 MPa, the volume fraction of soft ferrite was limited to 10% or less. When the volume fraction of ferrite exceeds 10%, it becomes difficult to ensure the maximum tensile fine strength of 1300 MPa, and due to the difference in hardness from hard martensite, stress concentration occurs in the martensite at the time of deformation. Voids are easily generated at the interface between the site and austenite.

なお、ミクロ組織を構成する各組織、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト、及び、残部組織の同定、存在位置の確認、及び、面積分率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示の試薬で鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡で観察するか、又は、１０００〜１０００００倍の走査型及び透過型電子顕微鏡で観察して行う。   In addition, identification of each structure constituting the microstructure, ferrite, martensite, bainite, austenite, and the remaining structure, confirmation of the existing position, and measurement of the area fraction are performed using the Nital reagent and JP-A-59-219473. The steel sheet rolling direction cross section or the rolling direction perpendicular cross section is corroded with the reagent disclosed in the official gazette and observed with a 1000 × optical microscope, or with 1000 × 100,000 × scanning and transmission electron microscopes. .

焼戻しマルテンサイトについては、走査型及び透過型電子顕微鏡で観察を行い、内部にＦｅを多く含有する炭化物（Ｆｅ系炭化物）を含むものを焼戻しマルテンサイト、炭化物をほとんど含まないものをマルテンサイトとして同定した。Ｆｅ系炭化物については、種々の結晶構造を有するものが報告されているが、いずれのＦｅ系炭化物を含有しても構わない。熱処理条件によっては、複数種のＦｅ系炭化物が存在する場合がある。   Tempered martensite is observed with scanning and transmission electron microscopes, and those containing carbides containing a large amount of Fe (Fe-based carbides) are tempered martensite and those containing little carbide are identified as martensite. did. Regarding Fe-based carbides, those having various crystal structures have been reported, but any Fe-based carbide may be contained. Depending on the heat treatment conditions, multiple types of Fe-based carbides may exist.

また、ＦＥ−ＳＥＭを用いるＥＢＳＰ法による結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織を判別することが可能である。   It is also possible to discriminate the structure from crystal orientation analysis by the EBSP method using FE-SEM and micro region hardness measurement such as micro Vickers hardness measurement.

本発明鋼板のミクロ組織を構成する各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法で得ることができる。   The volume fraction of each structure constituting the microstructure of the steel sheet of the present invention can be obtained by the following method, for example.

残留オーステナイトの体積分率については、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行って、残留オーステナイトの面積分率を算出し、それをもって体積分率とする。   Regarding the volume fraction of retained austenite, the area fraction of retained austenite is calculated by performing X-ray analysis using a plane that is parallel to the plate surface of the steel sheet and having a thickness of ¼ as the observation surface, and is used as the volume fraction. .

フェライト、ベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの体積分率については、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタール液でエッチングし、板厚の１／４を中心とする１／８〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）で観察して面積分率を測定し、それをもって体積分率とする。   For the volume fraction of ferrite, bainite, and tempered martensite, a sample was taken with the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate as the observation surface, the observation surface was polished, etched with the nital solution, A range of 1/8 to 3/8 thickness centered on 1/4 is observed with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM), and the area fraction is measured. Use fractions.

なお、ＦＥ−ＳＥＭでの観察においては、例えば、一辺が３０μｍの正方形とした観察面における組織を、以下のように区別することができる。   In the observation with the FE-SEM, for example, the structure on the observation surface that is a square having a side of 30 μm can be distinguished as follows.

フェライトは、塊状の結晶粒であって、内部に、長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。   Ferrite is a massive crystal grain and does not contain iron carbide having a major axis of 100 nm or more.

ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、又は、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。   Bainite is a collection of lath-like crystal grains, and does not contain iron-based carbide having a major axis of 20 nm or more inside, or contains iron-based carbide having a major axis of 20 nm or more inside, and the carbide is a single variant, That is, it belongs to the group of iron carbides extending in the same direction. Here, the iron-based carbide group extended in the same direction means that the difference in the extension direction of the iron-based carbide group is within 5 °.

ベイナイトは、方位差１５°以上の粒界によって囲まれたベイナイトを１個のベイナイト粒として数える。   In bainite, a bainite surrounded by grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more is counted as one bainite grain.

焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。   Tempered martensite is an aggregate of lath-shaped crystal grains, and contains iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside, and the carbides belong to a plurality of variants, that is, a plurality of iron-based carbide groups extending in different directions. It is.

なお、ＦＥ−ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることにより、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを容易に区別することができる。   In addition, bainite and tempered martensite can be easily distinguished by observing the iron-type carbide | carbonized_material inside a lath-like crystal grain using FE-SEM, and investigating the extension direction.

次に、めっき層について説明する。   Next, the plating layer will be described.

鋼板にめっき層を形成すると耐食性が向上するので、本発明鋼板にめっきを施してもよい。スポット溶接性や塗装性を求める場合は、めっき層に合金化処理を施す。具体的には、鋼板をＺｎめっき浴に浸漬してめっき層を形成した後、めっき層に合金化処理を施すと、めっき層中にＦｅが取り込まれ、スポット溶接性や塗装性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。   Since the corrosion resistance is improved when a plated layer is formed on the steel plate, the steel plate of the present invention may be plated. When spot weldability or paintability is required, the plating layer is alloyed. Specifically, after the steel sheet is immersed in a Zn plating bath to form a plating layer, when the alloying treatment is performed on the plating layer, Fe is incorporated into the plating layer, and is excellent in spot weldability and paintability. A strength hot-dip galvanized steel sheet can be obtained.

合金化処理後のめっき層のＦｅ量が７質量％未満では、スポット溶接性が不十分である。一方、上記Ｆｅ量が１５質量％を超えると、めっき層自体の密着性が損なわれ、加工の際、めっき層が破壊又は脱落し金型に付着して、成形時の疵の原因となる。したがって、めっき層に合金化処理を施す場合、めっき層のＦｅ量は７〜１５質量％が好ましい。   If the amount of Fe in the plated layer after the alloying treatment is less than 7% by mass, the spot weldability is insufficient. On the other hand, when the amount of Fe exceeds 15% by mass, the adhesion of the plating layer itself is impaired, and during the processing, the plating layer is broken or dropped and adheres to the mold, which causes wrinkles during molding. Therefore, when the alloying treatment is performed on the plating layer, the Fe amount of the plating layer is preferably 7 to 15% by mass.

めっき層に合金化処理を施さない場合は、めっき層のＦｅ量が７質量％以下未満でも、スポット溶接を除き、耐食性、成形性、及び、穴拡げ性は良好である。   When the plating layer is not alloyed, the corrosion resistance, formability, and hole expansibility are good except for spot welding, even if the Fe content of the plating layer is less than 7% by mass or less.

めっき付着量は、特に制約されないが、耐食性の観点から、片面付着量で５ｇ／ｍ² 以上が好ましい。亜鉛めっき層を有する本発明鋼板の上に、塗装性や溶接性を改善する目的で、上層めっきを施したり、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。 The plating adhesion amount is not particularly limited, but is preferably 5 g / m ² or more in terms of one-side adhesion amount from the viewpoint of corrosion resistance. On the steel sheet of the present invention having a galvanized layer, for the purpose of improving paintability and weldability, upper layer plating is performed, and various treatments such as chromate treatment, phosphate treatment, lubricity improvement treatment, weldability are performed. Even if an improvement process etc. are given, it does not deviate from this invention.

また、めっき密着性をさらに向上させるために、鋼板に、焼鈍前、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独又は複数よりなるめっきを施しても、本発明を逸脱するものではない。   Further, in order to further improve the plating adhesion, the present invention does not depart from the present invention even if the steel sheet is plated with Ni, Cu, Co, or Fe, before or after annealing.

めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ₂及びＮ₂を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に浸漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後、還元してめっき前の清浄化を行って、めっき浴に浸漬する」という全還元炉方式、又は、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を施して、めっき浴に浸漬する」というフラックス法等のいずれを採用してもよい。 For annealing before plating, “Zenzimer,” after degreasing pickling, heating in a non-oxidizing atmosphere, annealing in a reducing atmosphere containing H ₂ and N ₂ , cooling to the vicinity of the plating bath temperature, and dipping in the plating bath. Method, "All-reduction furnace method of adjusting the atmosphere during annealing, first oxidizing the surface of the steel sheet, then reducing and cleaning before plating and immersing in the plating bath", or " After the steel sheet is degreased and pickled, any of the flux methods such as “flux treatment with ammonium chloride and the like and immersion in a plating bath” may be employed.

めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。めっき層を合金化する場合は、めっき層を４５０℃以上に加熱する。合金化処理温度が４５０℃未満であると、合金化の進行が遅くなり、生産性が低下する。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、炭化物が生成して延性の確保が難しくなるので、合金化処理温度は６００℃以下とする。   The plating bath may contain Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr and the like in addition to pure zinc. When alloying the plating layer, the plating layer is heated to 450 ° C. or higher. When the alloying treatment temperature is less than 450 ° C., the progress of alloying becomes slow, and the productivity is lowered. On the other hand, when the alloying treatment temperature exceeds 600 ° C., carbides are generated and it becomes difficult to ensure ductility. Therefore, the alloying treatment temperature is set to 600 ° C. or less.

合金化溶融亜鉛めっき層を形成する場合、めっき層の特性を制御するため、めっき浴の有効Ａｌ濃度を０．０５〜０．５０質量％の範囲に制御することが好ましい。ここで、めっき浴の有効Ａｌ濃度とは、めっき浴のＡｌ濃度から、めっき浴のＦｅ濃度を引いた値である。   When forming the alloyed hot-dip galvanized layer, it is preferable to control the effective Al concentration of the plating bath in the range of 0.05 to 0.50 mass% in order to control the characteristics of the plated layer. Here, the effective Al concentration of the plating bath is a value obtained by subtracting the Fe concentration of the plating bath from the Al concentration of the plating bath.

有効Ａｌ濃度が０．０５質量％未満の場合には、ドロス発生が顕著となり良好なめっき層外観が得られないので、めっき浴の有効Ａｌ濃度は、０．０５質量％以下が好ましい。一方、有効Ａｌ濃度が０．５０質量％を超える場合には、合金化が遅くなり、生産性が低下するので、めっき浴の有効Ａｌ濃度は、０．５０質量％以下が好ましい。   When the effective Al concentration is less than 0.05% by mass, dross generation becomes remarkable and a good plating layer appearance cannot be obtained. Therefore, the effective Al concentration of the plating bath is preferably 0.05% by mass or less. On the other hand, when the effective Al concentration exceeds 0.50% by mass, alloying slows down and the productivity decreases, so the effective Al concentration of the plating bath is preferably 0.50% by mass or less.

めっき層のＦｅ量及びＡｌ量の測定は、めっき層を酸で溶解し、溶解液を化学分析する方法で行う。例えば、３０ｍｍ×４０ｍｍに切断した合金化溶融亜鉛めっき鋼板から測定用の資料を切り出して、インヒビターを添加した５％ＨＣＬ水溶液に浸漬し、母材鋼板の溶出を抑制しながらめっき層のみを溶解し、溶解液をＩＣＰ発光分析法で分析し、該分析で得た強度信号と、濃度が既知の溶液から作成した検量線に基づいて、Ｆｅ量及びＡｌ量を定量する。   The Fe amount and Al amount of the plating layer are measured by a method in which the plating layer is dissolved with an acid and the solution is chemically analyzed. For example, a material for measurement is cut out from an alloyed hot-dip galvanized steel sheet cut to 30 mm x 40 mm, immersed in a 5% aqueous HCL solution to which an inhibitor is added, and only the plating layer is dissolved while suppressing elution of the base steel sheet. The dissolved solution is analyzed by ICP emission spectrometry, and the Fe amount and Al amount are quantified based on an intensity signal obtained by the analysis and a calibration curve prepared from a solution having a known concentration.

試料間で定量値がばらつくことを考慮し、同じ合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、少なくとも３つの試料を切り出して、Ｆｅ量及びＡｌ量を定量し、定量値の平均値を採用するのが好ましい。   Considering that the quantitative value varies between samples, it is preferable to cut out at least three samples from the same alloyed hot-dip galvanized steel sheet, quantify the amount of Fe and Al, and adopt the average value of the quantitative values.

次に、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。   Next, the reason for limiting the component composition of the steel sheet of the present invention will be described. In addition,% means the mass%.

Ｃ：０．１〜０．６％
Ｃは、鋼板の強度を高め、かつ、残留オーステナイトを確保するのに必須の元素である。しかし、Ｃが０．１％ 未満では、１３００ＭＰａ以上の引張最大強度と成形性の確保が難しくなるので、Ｃは０．１％以上とする。好ましくは０．１５％以上である。一方、０．６％を超えると、スポット溶接性の確保が困難となるので、０．６％以下とする。好ましくは０．５％以下である。 C: 0.1 to 0.6%
C is an element essential for increasing the strength of the steel sheet and securing retained austenite. However, if C is less than 0.1%, it becomes difficult to ensure the maximum tensile strength of 1300 MPa or more and formability, so C is made 0.1% or more. Preferably it is 0.15% or more. On the other hand, if it exceeds 0.6%, it becomes difficult to ensure spot weldability. Preferably it is 0.5% or less.

Ｓｉ：１．０〜３．０％
Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｓｉは、マルテンサイト中のセメンタイトの析出や粗大化を抑制して、高強度化や曲げ性の向上に寄与し、かつ、一時冷却後の再加熱保持中、セメンタイトの析出を抑制するためオーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する元素である。 Si: 1.0-3.0%
Si is a strengthening element and is an element effective for improving the strength of the steel sheet. In addition, Si suppresses precipitation and coarsening of cementite in martensite, contributes to increase in strength and bendability, and suppresses precipitation of cementite during reheating and holding after temporary cooling. It is an element that increases the C concentration of austenite and contributes to securing retained austenite.

しかし、Ｓｉが１．０％未満では、添加効果（高強度化及び炭化物抑制）が小さいので、１．０％以上とする。好ましくは１．１０％以上である。一方、３．０％を超えると、加工性が低下するので、３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下である。   However, if Si is less than 1.0%, the effect of addition (high strength and carbide suppression) is small, so the content is made 1.0% or more. Preferably it is 1.10% or more. On the other hand, if it exceeds 3.0%, the workability deteriorates, so the content is made 3.0% or less. Preferably it is 2.5% or less.

Ｍｎ：１．００〜５．２０％
Ｍｎは、強化元素であり、鋼板の強度の向上に有効な元素である。１．００％未満では、冷却時に、フェライト、パーライトや炭化物が出てしまい、１３００ＭＰａ以上の引張最大強度を得ることが困難となるので、１．００％以上とする。好ましくは１．８０％以上である。 Mn: 1.00-5.20%
Mn is a strengthening element and is an element effective for improving the strength of the steel sheet. If it is less than 1.00%, ferrite, pearlite and carbide are produced during cooling, and it becomes difficult to obtain a maximum tensile strength of 1300 MPa or more, so the content is made 1.00% or more. Preferably it is 1.80% or more.

一方、５．２０％を超えると、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くので、５．２０％以下とする。より好ましくは４．７５％以下である。   On the other hand, if it exceeds 5.20%, co-segregation with P and S is promoted, and the workability is remarkably deteriorated. More preferably, it is 4.75% or less.

Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析して、溶接部を脆化する元素である。０．０４％を超えると、溶接部の脆化が顕著になるので、０．０４％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。Ｐの下限は、特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。 P: 0.04% or less P is an element that segregates in the central part of the thickness of the steel sheet and embrittles the weld. If it exceeds 0.04%, embrittlement of the weld becomes noticeable, so the content is made 0.04% or less. Preferably it is 0.01% or less. Although the lower limit of P is not particularly defined, it is economically disadvantageous to make it less than 0.0001%, so 0.0001% is a practical lower limit on a practical steel sheet.

Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、溶接性、及び、鋳造時と熱延時の製造性に悪影響を及ぼす元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、曲げ性や穴拡げ性を阻害する元素である。０．０５％を超えると、上記悪影響と阻害が顕著になるので、０．０５％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。Ｓの下限は、特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。 S: 0.05% or less S is an element that adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling. S is an element that forms coarse MnS and inhibits bendability and hole expansibility. If it exceeds 0.05%, the above-mentioned adverse effects and inhibition become remarkable, so 0.05% or less. Preferably it is 0.01% or less. Although the lower limit of S is not particularly defined, it is economically disadvantageous to make it less than 0.0001%, so 0.0001% is a practical lower limit on a practical steel sheet.

Ａｌ：０．００１〜２．０％
Ａｌは、Ｓｉと同様に、セメンタイトの析出や粗大化の抑制に有効な元素である。また、Ａｌは、脱酸剤としても活用可能な元素である。Ａｌが０．００１％未満では、添加効果が発現しないので、０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、２．０％を超えると、Ａｌ系の粗大介在物の個数が増大して、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になるので、２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下である。 Al: 0.001 to 2.0%
Al, like Si, is an element that is effective in suppressing cementite precipitation and coarsening. Al is an element that can also be used as a deoxidizer. If Al is less than 0.001%, the effect of addition is not manifested, so 0.001% or more is set. Preferably it is 0.010% or more. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the number of Al-based coarse inclusions increases, which causes deterioration of hole expansibility and surface scratches. Preferably it is 1.5% or less.

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる元素であり、また、溶接時のブローホール発生の原因になる元素である。０．０１％を超えると、曲げ性や穴拡げ性の劣化が顕著となり、また、溶接時にブローホールが発生するので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。下限は、特に定めないが、０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くので、実用鋼板上、０．０００５％実質的な下限である。 N: 0.01% or less N is an element that forms coarse nitrides and degrades bendability and hole expandability, and is an element that causes blowholes during welding. If it exceeds 0.01%, the deterioration of bendability and hole expansibility becomes significant, and blowholes are generated during welding. Preferably it is 0.005% or less. The lower limit is not particularly defined, but if it is less than 0.0005%, it causes a significant increase in production cost, so it is a practical lower limit of 0.0005% on a practical steel sheet.

Ｏ：０．０１％以下
Ｏは、酸化物を形成し、伸び、曲げ性、穴拡げ性を劣化させる元素である。特に、酸化物が打抜き端面又は切断面に介在物として存在すると、切欠き状の傷や粗大なディンプルを形成して、穴拡げ時や強加工時に応力集中を招いて亀裂が発生し、穴拡げ性及び／又は曲げ性が大幅に低下する。 O: 0.01% or less O is an element that forms an oxide and deteriorates elongation, bendability, and hole expandability. In particular, if oxide is present as an inclusion in the punched end face or cut surface, it forms notched scratches or coarse dimples, causing stress concentration during hole expansion or strong processing, causing cracks, and hole expansion. And / or bendability is greatly reduced.

Ｏが０．０１％を超えると、上記傾向が顕著となるので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。下限は、特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き、経済的に好ましくないので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。   If O exceeds 0.01%, the above tendency becomes remarkable, so the content is made 0.01% or less. Preferably it is 0.005% or less. The lower limit is not particularly defined, but setting it to less than 0.0001% causes excessive cost and is not economically preferable, so 0.0001% is a practical lower limit on a practical steel plate.

本発明鋼板は、上記成分組成に加え、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜２．０％の１種又は２種以上を含有してもよい。   The steel sheet of the present invention has Mo: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.05 to 2.0%, Ni: 0.05 to 2.0%, Cu: 0.05 to You may contain 1 type (s) or 2 or more types of 2.0%.

Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、強化元素であり、焼入れ性の向上に寄与する元素である。０．０１％未満では、添加効果が得られないので、０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、１．０％を超えると、製造時と熱延時の製造性を阻害するので、１．０％以下とする。好ましくは０．６％以下である。 Mo: 0.01 to 1.0%
Mo is a strengthening element and is an element that contributes to improvement of hardenability. If it is less than 0.01%, the effect of addition cannot be obtained. Preferably it is 0.05% or more. On the other hand, if it exceeds 1.0%, the manufacturability during production and hot rolling is hindered, so the content is made 1.0% or less. Preferably it is 0.6% or less.

Ｃｒ：０．０５〜２．０％
Ｃｒは、強化元素であり、焼入れ性の向上に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が得られないので、０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上である。一方、２．０％を超えると、製造時と熱延時の製造性を阻害するので、２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下である。 Cr: 0.05-2.0%
Cr is a strengthening element and is an element that contributes to improvement in hardenability. If it is less than 0.05%, the effect of addition cannot be obtained. Preferably it is 0.10% or more. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the manufacturability at the time of production and hot rolling is impaired, so the content is made 2.0% or less. Preferably it is 1.8% or less.

Ｎｉ：０．０５〜２．０％
Ｎｉは、強化元素であり、焼入れ性の向上に寄与する元素である。また、Ｎｉは、濡れ性の向上や合金化反応の促進に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が得られないので、０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上である。一方、２．０％を超えると、製造時と熱延時の製造性を阻害するので、２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下である。 Ni: 0.05-2.0%
Ni is a strengthening element and is an element that contributes to improvement in hardenability. Ni is an element that contributes to improving wettability and promoting an alloying reaction. If it is less than 0.05%, the effect of addition cannot be obtained. Preferably it is 0.10% or more. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the manufacturability at the time of production and hot rolling is impaired, so the content is made 2.0% or less. Preferably it is 1.8% or less.

Ｃｕ：０．０５〜２．０％
Ｃｕは、強化元素であり、焼入れ性の向上に寄与する元素である。また、Ｃｕは、濡れ性の向上や合金化反応の促進に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が得られないので、０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上である。一方、２．０％を超えると、製造時と熱延時の製造性を阻害するので、２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下である。 Cu: 0.05-2.0%
Cu is a strengthening element and is an element that contributes to improvement of hardenability. Cu is an element that contributes to improvement of wettability and promotion of alloying reaction. If it is less than 0.05%, the effect of addition cannot be obtained. Preferably it is 0.10% or more. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the manufacturability at the time of production and hot rolling is impaired, so the content is made 2.0% or less. Preferably it is 1.5% or less.

本発明鋼板は、上記成分組成に加え、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．００５〜０．３％の１種又は２種以上を含有してもよい。   In addition to the above component composition, the steel sheet according to the present invention is one or two of Nb: 0.005 to 0.3%, Ti: 0.005 to 0.3%, and V: 0.005 to 0.3%. It may contain seeds or more.

Ｎｂ：０．００５〜０．３％
Ｎｂは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制による転位強化で、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。０．００５％未満では、添加効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．３％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するので、０．３％以下とする。好ましくは０．１％以下である。 Nb: 0.005-0.3%
Nb is a strengthening element, and is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. If it is less than 0.005%, the effect of addition cannot be obtained, so the content is made 0.005% or more. Preferably it is 0.010% or more. On the other hand, if it exceeds 0.3%, precipitation of carbonitrides increases and the formability deteriorates, so the content is made 0.3% or less. Preferably it is 0.1% or less.

Ｔｉ：０．００５〜０．３％
Ｔｉは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制による転位強化で、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。０．００５％未満では、添加効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．３％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するので、０．３％以下とする。好ましくは０．１％以下である。 Ti: 0.005-0.3%
Ti is a strengthening element, and is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. If it is less than 0.005%, the effect of addition cannot be obtained, so the content is made 0.005% or more. Preferably it is 0.010% or more. On the other hand, if it exceeds 0.3%, precipitation of carbonitrides increases and the formability deteriorates, so the content is made 0.3% or less. Preferably it is 0.1% or less.

Ｖ：０．００５〜０．３％
Ｖは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制による転位強化で、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。０．００５％未満では、添加効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．３％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するので、０．３％以下とする。好ましくは０．１％以下である。 V: 0.005-0.3%
V is a strengthening element, and is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. If it is less than 0.005%, the effect of addition cannot be obtained, so the content is made 0.005% or more. Preferably it is 0.010% or more. On the other hand, if it exceeds 0.3%, precipitation of carbonitrides increases and the formability deteriorates, so the content is made 0.3% or less. Preferably it is 0.1% or less.

本発明鋼板は、上記成分組成に加え、さらに、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有してもよい。   In addition to the said component composition, this invention steel plate may contain B: 0.0001-0.1% further.

Ｂ：０．０００１〜０．１％
Ｂは、粒界の強化や鋼の高強度化に有効な元素である。０．０００１％未満では、添加効果が得られないので、０．０００１％以上とする。好ましくは０．０００５％以上である。一方、０．１％を超えると、添加効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造性を阻害するので、０．１％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。 B: 0.0001 to 0.1%
B is an element effective for strengthening grain boundaries and increasing the strength of steel. If it is less than 0.0001%, the effect of addition cannot be obtained, so the content is made 0.0001% or more. Preferably it is 0.0005% or more. On the other hand, if it exceeds 0.1%, the effect of addition is not only saturated, but also manufacturability at the time of hot rolling is hindered. Preferably it is 0.01% or less.

本発明鋼板は、上記成分組成に加え、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％の１種又は２種以上を含有してもよい。   In addition to the above component composition, the steel sheet of the present invention is further composed of one or two of Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01%, and REM: 0.0005 to 0.01%. It may contain seeds or more.

Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％ Ca: 0.0005 to 0.01%
Mg: 0.0005 to 0.01%
REM: 0.0005 to 0.01%

Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭ（Rare Earth Metal）は、鋼の脱酸に有効な元素である。それぞれが０．０００５％未満であると、添加効果が得られないので、０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。また、２種以上の合計で、０．００１０％以上が好ましい。一方、それぞれが、０．０１％を超えると、加工性を阻害するので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。また、２種以上の合計で、０．０４％以下が好ましい。   Ca, Mg, and REM (Rare Earth Metal) are effective elements for deoxidation of steel. If the content is less than 0.0005%, the effect of addition cannot be obtained, so the content is made 0.0005% or more. Preferably it is 0.0010% or more. Moreover, 0.0010% or more is preferable in total of 2 or more types. On the other hand, if each exceeds 0.01%, the workability is impaired, so 0.01% or less. Preferably it is 0.006% or less. Moreover, 0.04% or less is preferable in total of 2 or more types.

なお、ＲＥＭは、ミッシュメタルで添加することが多い。ミッシュメタルは、ＬａやＣｅの他、ランタノイド系列の元素を含有する場合があるが、本発明鋼板は、不可避不純物として、ＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含有してもよい。また、本発明鋼板は、本発明鋼板の特性を阻害しない範囲で、金属ＬａやＣｅを含有してもよい。   In many cases, REM is added as misch metal. Misch metal may contain lanthanoid series elements in addition to La and Ce, but the steel sheet of the present invention may contain lanthanoid series elements other than La and Ce as inevitable impurities. Moreover, this invention steel plate may contain metal La and Ce in the range which does not inhibit the characteristic of this invention steel plate.

鋳造に先行する製造方法は特に限定するものではない。即ち、高炉や電炉等による溶製に引き続いて、各種の二次製錬を行ってもよい。なお、原料としてスクラップを使用してもよい。   The manufacturing method preceding casting is not particularly limited. That is, various secondary smelting may be performed following the smelting by a blast furnace or an electric furnace. In addition, you may use a scrap as a raw material.

鋳造したスラブは、一旦低温まで冷却した後、再度加熱して熱間圧延に供してもよいし、鋳造したスラブを連続的に熱間圧延に供してもよい。   The cast slab may be once cooled to a low temperature and then heated again to be subjected to hot rolling, or the cast slab may be continuously subjected to hot rolling.

圧延後の冷却は、特に制約されない。目的にあった組織制御を行うための冷却パターンを採用すればよい。巻取り温度は特に限定しないが、焼鈍後の組織を微細にして強度−延性バランスを高める点で、７００℃以下が好ましい。７００℃を超えると、熱延組織中に粗大なフェライトやパーライトが生成して、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の材質異方性が大きくなる。   Cooling after rolling is not particularly limited. What is necessary is just to employ | adopt the cooling pattern for performing the structure | tissue control suitable for the objective. The coiling temperature is not particularly limited, but is preferably 700 ° C. or lower from the viewpoint of increasing the strength-ductility balance by making the microstructure after annealing fine. When the temperature exceeds 700 ° C., coarse ferrite and pearlite are generated in the hot rolled structure, the structure non-uniformity after annealing increases, and the material anisotropy of the final product increases.

また、７００℃を超える温度で巻き取ると、鋼板表面に生成する酸化物の厚さが過度に増大して、酸洗性が低下するので好ましくない。巻取り温度の下限は、特に定めないが、室温未満の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、室温が実質的な下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取った後、熱延を行ってもよい。   On the other hand, winding at a temperature exceeding 700 ° C. is not preferable because the thickness of the oxide generated on the surface of the steel sheet increases excessively and the pickling property decreases. The lower limit of the winding temperature is not particularly defined, but it is technically difficult to wind at a temperature lower than room temperature, and therefore room temperature is a practical lower limit. Note that rough rolling sheets may be joined to each other during hot rolling to continuously perform finish rolling. Moreover, you may perform hot rolling, after winding up a rough rolling board once.

このようにして製造した熱延鋼板に、鋼板表面の酸化物を除去するため、酸洗を施す。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。なお、酸洗は、めっき性の向上のためにも重要である。   The hot-rolled steel sheet thus manufactured is pickled to remove oxides on the steel sheet surface. Pickling may be performed once or may be performed in a plurality of times. In addition, pickling is also important for improving plating properties.

酸洗した熱延鋼板を圧下率３０〜８０％で冷間圧延し、次に、連続溶融亜鉛めっきラインで亜鉛めっきを施す。圧下率が３０％未満では、鋼板形状を平坦に保つことが困難であり、また、最終製品の延性が低下するので、圧下率は３０％以上とする。好ましくは４０％以上である。一方、圧下率が８０％を超えると、冷延荷重が大きくなりすぎて、冷延が困難となるので、８０％以下とする。好ましくは７０％以下である。圧延パスの回数、及び、パス毎の圧下率は特に制約されない。適宜設定すればよい。   The pickled hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a rolling reduction of 30 to 80%, and then galvanized in a continuous hot dip galvanizing line. If the rolling reduction is less than 30%, it is difficult to keep the shape of the steel plate flat and the ductility of the final product is lowered, so the rolling reduction is set to 30% or more. Preferably it is 40% or more. On the other hand, if the rolling reduction exceeds 80%, the cold rolling load becomes excessively large and cold rolling becomes difficult. Preferably it is 70% or less. The number of rolling passes and the rolling reduction per pass are not particularly limited. What is necessary is just to set suitably.

冷延鋼板が連続焼鈍ラインやめっきラインを通板する場合における加熱速度は、特に制約されないが、０．５℃／秒未満の加熱速度では、生産性が大きく損なわれるので好ましくない。一方、１００℃／秒を超える加熱速度とすると、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくない。   The heating rate when the cold-rolled steel sheet passes through a continuous annealing line or a plating line is not particularly limited, but a heating rate of less than 0.5 ° C./second is not preferable because productivity is greatly impaired. On the other hand, if the heating rate exceeds 100 ° C./second, excessive capital investment is incurred, which is not economically preferable.

最高加熱温度はＡc₃点以上である。最高加熱温度がＡc₃点未満であると、多量のフェライトが生成して、１３００ＭＰａ以上の強度の確保が難しくなるので、最高加熱温度はＡc₃点以上とする。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招き経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命が低下するトラブルを誘発するので、最高加熱温度はＡc₃点〜Ａc₃点＋５０℃が好ましい。 The maximum heating temperature is Ac ₃ point or higher. If the maximum heating temperature is less than Ac ₃ points, a large amount of ferrite is generated and it is difficult to ensure the strength of 1300 MPa or more, so the maximum heating temperature is set to Ac ₃ points or more. On the other hand, excessively high temperature heating causes an increase in cost and is not economically preferable, and also causes troubles such as deterioration of the plate shape at the time of high-temperature feeding and a decrease in the life of the roll. the Ac ₃ point to Ac ₃ point + 50 ℃ are preferred.

上記温度域での熱処理時間は特に限定しないが、炭化物を溶解するために、２０秒以上が好ましい。一方、熱処理時間が６００秒を超えると、コストの上昇を招きら経済的に好ましくないので、熱処理時間は６００秒以下が好ましい。熱処理は、最高加熱温度で等温保持してもよいし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始してもよい。   The heat treatment time in the above temperature range is not particularly limited, but is preferably 20 seconds or longer in order to dissolve the carbide. On the other hand, if the heat treatment time exceeds 600 seconds, the cost increases, which is economically undesirable. The heat treatment may be held isothermally at the maximum heating temperature, or cooling may be started immediately after the gradient heating is performed and the maximum heating temperature is reached.

上記熱処理の終了後、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃まで冷却して、マルテンサイトを生成させる。冷却停止温度がＭｓを超えると、マルテンサイトの生成量が不足して１３００ＭＰａの引張強度の確保が難しいので、冷却停止温度はＭｓ以下とする。   After completion of the heat treatment, the mixture is cooled to Ms to (Ms−250) ° C. to generate martensite. If the cooling stop temperature exceeds Ms, the amount of martensite produced is insufficient and it is difficult to ensure a tensile strength of 1300 MPa, so the cooling stop temperature is set to Ms or less.

冷却停止温度が（Ｍｓ−２５０）℃未満であると、マルテンサイトの生成量が多くなりすぎて、成形性の確保が難しくなるので、冷却停止温度は（Ｍｓ−２５０）℃以上とする。冷却停止温度は、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２００）℃が好ましい。さらに、（Ｍｓ-５０）℃〜（Ｍｓ−１５０）℃が好ましい。   If the cooling stop temperature is less than (Ms−250) ° C., the amount of martensite generated becomes too large and it becomes difficult to ensure the formability. Therefore, the cooling stop temperature is set to (Ms−250) ° C. or higher. The cooling stop temperature is preferably Ms to (Ms−200) ° C. Furthermore, (Ms-50) ° C to (Ms-150) ° C is preferable.

最高加熱温度から（Ｍｓ〜Ｍｓ−２５０）℃までの平均冷却速度は限定しないが、０．５〜２００℃／秒が好ましい。冷却速度が０．５℃／秒未満であると、冷却過程においてオーステナイトがパーライト組織へと変態する、又は、多量のフェライトが生成して、引張最大強度１３００ＭＰａを確保するのに十分なマルテンサイト、又は、ベイナイトの所要の体積率を確保することが困難となる。   The average cooling rate from the maximum heating temperature to (Ms to Ms−250) ° C. is not limited, but is preferably 0.5 to 200 ° C./second. When the cooling rate is less than 0.5 ° C./second, austenite is transformed into a pearlite structure in the cooling process, or a large amount of ferrite is generated, and martensite sufficient to secure a maximum tensile strength of 1300 MPa, Or it becomes difficult to ensure the required volume ratio of bainite.

冷却速度を大きくしても、材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を上げると、製造コスト高を招くので、冷却速度は２００℃／秒以下が好ましい。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷、及び、これらの併用のいずれでもよい。   Even if the cooling rate is increased, there is no problem in terms of the material. However, if the cooling rate is excessively increased, the manufacturing cost is increased, so that the cooling rate is preferably 200 ° C./second or less. About the cooling method, any of roll cooling, air cooling, water cooling, and these combined use may be sufficient.

本発明の製造方法においては、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃まで冷却した鋼板に、半径８００ｍｍのロールで、曲げ−曲戻し変形を施す。これは、鋼板中に転位を導入し、ベイナイト変態を促進するためである。本発明鋼は、従来鋼より添加元素が多く高合金となるので、ベイナイト変態が起こり難いが、引張強度１３００ＭＰａを確保するために、曲げ−曲戻し変形を施して、鋼板中に転位を導入し、ベイナイト変態を促進する。     In the production method of the present invention, the steel sheet cooled to Ms to (Ms−250) ° C. is subjected to bending-bending deformation with a roll having a radius of 800 mm. This is to introduce dislocations in the steel sheet and promote bainite transformation. Since the steel of the present invention has a higher alloy content than conventional steels and is a high alloy, bainite transformation is unlikely to occur, but in order to ensure a tensile strength of 1300 MPa, bending-back-bending deformation is applied and dislocations are introduced into the steel sheet. Promote bainite transformation.

マルテンサイトとオーステナイトは変形能が異なるので、曲げ−曲戻し変形により導入した歪は、マルテンサイトとオーステナイトの界面に蓄積される。この歪の蓄積で、マルテンサイトとオーステナイトの界面からベイナイト変態が生じ易くなり、ベイナイトがマルテンサイトとオーステナイトの間に生成する。   Since martensite and austenite have different deformability, strain introduced by bending-back bending deformation is accumulated at the interface between martensite and austenite. This accumulation of strain facilitates bainite transformation from the interface between martensite and austenite, and bainite is generated between martensite and austenite.

ロールの半径が８００ｍｍを超えると、曲げ−曲戻し変形で、鋼板組織中に、効率的に転位を導入することが難しいので、ロールの半径は８００ｍｍ以下とする。   If the roll radius exceeds 800 mm, it is difficult to efficiently introduce dislocations into the steel sheet structure due to bending-bending deformation, so the roll radius is set to 800 mm or less.

鋼板に曲げ−曲戻し変形を施すことにより、ベイナイト変態を促進するのは、板厚低下の懸念が小さいからである。   The reason why the bainite transformation is promoted by subjecting the steel plate to bending-curvature deformation is that there is little concern about the reduction in thickness.

半径８００ｍｍのロールで、冷延鋼板に曲げ−曲戻し変形を施す場合、３００℃以下で行うと、転位を効率的に導入することができる。   When a cold-rolled steel sheet is subjected to bending-curvature deformation with a roll having a radius of 800 mm, dislocations can be efficiently introduced when performed at 300 ° C. or lower.

なお、本発明の製造方法では、引張最大強度１３００ＭＰa以上の鋼板を製造するので、引張変形で塑性変形させることは難しく、また、引張変形ではネッキングなどによる板破断の懸念があるので、曲げ−曲戻し変形が好ましい。   In the production method of the present invention, a steel plate having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more is produced. Therefore, it is difficult to perform plastic deformation by tensile deformation. In addition, there is a fear of plate breakage due to necking or the like in tensile deformation. Back deformation is preferred.

鋼板に、半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ−曲戻し変形を施した後、３００〜５００℃の温度域にて１０〜１０００秒保持して、ベイナイト変態を起こさせる。５００℃以下でベイナイト変態が起きるので、保持温度を５００℃以下とする。好ましくは４５０℃以下である。   The steel sheet is subjected to bending-back bending deformation with a roll having a radius of 800 mm or less, and then held in a temperature range of 300 to 500 ° C. for 10 to 1000 seconds to cause bainite transformation. Since the bainite transformation occurs at 500 ° C. or lower, the holding temperature is set to 500 ° C. or lower. Preferably it is 450 degrees C or less.

一方、保持温度が３００℃未満であると、ベイナイト変態に長時間を要することになり、設備が過大となり生産性が劣るので、保持温度は３００℃以上とする。好ましくは３５０℃以上である。   On the other hand, if the holding temperature is lower than 300 ° C., it takes a long time for the bainite transformation, and the equipment becomes excessive and the productivity is inferior. Therefore, the holding temperature is set to 300 ° C. or higher. Preferably it is 350 degreeC or more.

保持時間が１０秒未満であると、ベイナイト変態の進行が十分でなく、マルテンサイトとオーステナイトの界面に、穴拡げ性の向上に有効な量のベイナイトを生成させることが難しくなるので、保持時間は１０秒以上とする。一方、保持時間が１０００秒を超えると、生産性が低下して好ましくないので、１０００秒以下とする。   If the holding time is less than 10 seconds, the progress of bainite transformation is not sufficient, and it becomes difficult to generate an effective amount of bainite at the interface between martensite and austenite, so the holding time is 10 seconds or more. On the other hand, if the holding time exceeds 1000 seconds, productivity is lowered, which is not preferable.

なお、所要の温度域での保持は、等温保持のみでなく、この温度域での徐冷や加熱も含む。合金化を低温で行う場合、合金化処理をベイナイト変態の促進に活用できる。めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃から、溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃までの範囲の温度が好ましい。   In addition, holding in a required temperature range includes not only isothermal holding but also slow cooling and heating in this temperature range. When alloying is performed at a low temperature, the alloying treatment can be used to promote bainite transformation. The plating bath immersion plate temperature is from 40 ° C. lower than the hot dip galvanizing bath temperature (hot galvanizing bath temperature −40) ° C. to 50 ° C. higher than the hot dip galvanizing bath temperature (hot galvanizing bath temperature + 50) ° C. A range of temperatures is preferred.

めっき浴浸漬板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴への浸漬時の抜熱が大きくて、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観が劣化する場合があるので、めっき浴浸漬板温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上とする。好ましくは（溶融亜鉛めっき浴温度−２０）℃以上である。   If the plating bath immersion plate temperature is below (hot dip galvanizing bath temperature −40) ° C., the heat removal during immersing in the plating bath is large and a part of the molten zinc is solidified to deteriorate the appearance of plating. Therefore, the plating bath immersion plate temperature is set to (hot dip galvanizing bath temperature −40) ° C. or higher. Preferably, it is (hot dip galvanizing bath temperature -20) ° C or higher.

ただし、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っている場合、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬してもよい。   However, if the plate temperature before immersion is lower than (hot dip galvanizing bath temperature −40) ° C., reheating is performed before immersion in the plating bath, and the plate temperature is set to (hot dip galvanizing bath temperature −40) ° C. or higher. It may be immersed in a bath.

めっき浴浸漬板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴温度の上昇に伴う操業上の問題を誘発するので、めっき浴浸漬板温度は（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下とする。好ましくは（溶融亜鉛めっき浴温度＋３０）℃以下である。なお、めっき浴は、純亜鉛の他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有してもよい。   If the plating bath immersion plate temperature exceeds (hot dip galvanizing bath temperature +50) ° C., an operation problem accompanying an increase in the plating bath temperature is induced, so the plating bath immersion plate temperature is (hot dip galvanizing bath temperature +50) ° C. The following. Preferably, it is (hot dip galvanizing bath temperature + 30) ° C. or lower. The plating bath may contain Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr, etc. in addition to pure zinc.

めっき層の合金化を行う場合は、４６０℃以上に加熱して行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化の進行が遅くなり、生産性が低下するので、合金化処理温度は４６０℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。   When alloying the plating layer, it is performed by heating to 460 ° C. or higher. If the alloying treatment temperature is less than 460 ° C., the progress of alloying slows down and the productivity decreases, so the alloying treatment temperature is set to 460 ° C. or higher. Preferably it is 500 degreeC or more.

合金化処理温度が６００℃を超えると、粗大な炭化物が生成し、成形性が劣化するとともに、強度低下も顕著となり、１３００ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた延性を確保することが難しくなるので、合金化処理温度は６００℃以下とする。好ましくは５６０℃以下である。   When the alloying treatment temperature exceeds 600 ° C., coarse carbides are generated, the formability is deteriorated, the strength is significantly reduced, and it is difficult to ensure the maximum tensile strength of 1300 MPa or more and excellent ductility. The alloying treatment temperature is 600 ° C. or lower. Preferably it is 560 degrees C or less.

熱処理後のスキンパスの圧下率は０．１〜１．５％が好ましい。０．１％未満ではスキンパスの効果が小さく、かつ、制御も困難であるので、スキンパスの圧下率は０．１％以上とする。好ましくは０．５％以上である。１．５％を超えると、生産性が著しく低下するので、１．５％以下とする。好ましくは１．２％以下である。   The rolling reduction of the skin pass after the heat treatment is preferably 0.1 to 1.5%. If it is less than 0.1%, the effect of the skin pass is small and control is difficult, so the reduction rate of the skin pass is set to 0.1% or more. Preferably it is 0.5% or more. If it exceeds 1.5%, the productivity is remarkably reduced. Preferably it is 1.2% or less.

スキンパスは、インラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。また、一度に、目的の圧下率のスキンパスを行ってもよいし、数回に分けて行ってもよい。   The skin pass may be performed inline or offline. In addition, a skin pass having a desired reduction rate may be performed at once, or may be performed in several steps.

１３００ＭＰａ以上の引張最大強度を有し、材質の異方性が小さくて、優れた成形性を有する高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材となる本発明鋼板は、通常の精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されるものであるが、その製造工程の一部又は全部を省略して製造されるものでもよい。本発明に係る条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。   The steel sheet of the present invention, which has a tensile maximum strength of 1300 MPa or more, has a small material anisotropy, and has a high formability and a high strength and high ductility hot dip galvanized steel sheet, is used for ordinary refining, steelmaking, casting, Although manufactured through hot rolling and cold rolling processes, some or all of the manufacturing processes may be omitted. As long as the conditions according to the present invention are satisfied, the effects of the present invention can be obtained.

次に、本発明を実施例により詳細に説明するが、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。   Next, the present invention will be described in detail by way of examples. However, it is one example of a condition adopted to confirm the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition. . The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.

（実施例）
表１に示す成分組成を有するスラブを、１２４０℃に加熱し、表２及び表３に示す熱延条件にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２及び表３に示す温度で巻き取った。熱延板の厚みは２．５〜３．０ｍｍとした。熱延板を酸洗した後、冷間圧延後の板厚が１．２ｍｍとなるように、所定の圧下率で冷延を行い冷延板とした。 (Example)
A slab having the component composition shown in Table 1 is heated to 1240 ° C., hot-rolled under the hot rolling conditions shown in Table 2 and Table 3, and water-cooled in a water-cooled zone, and then shown in Table 2 and Table 3. Winded up at temperature. The thickness of the hot rolled sheet was 2.5 to 3.0 mm. After pickling the hot-rolled sheet, the sheet was cold-rolled at a predetermined reduction rate so that the sheet thickness after cold rolling was 1.2 mm to obtain a cold-rolled sheet.

次いで、これらの冷延板に表２及び表３に示す条件で焼鈍熱処理を施し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却速度約５０℃/ｓで冷却した後、３００〜５００℃の温度範囲で１０〜１０００秒保持して、室温まで冷却した。最後に得られた鋼板に０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。   Next, these cold-rolled sheets were subjected to annealing heat treatment under the conditions shown in Table 2 and Table 3, cooled to a temperature range of Ms to (Ms-250) ° C. at a cooling rate of about 50 ° C./s, and then 300 to 500 ° C. In the temperature range of 10 to 1000 seconds, and cooled to room temperature. Finally, the obtained steel plate was subjected to skin pass rolling at a rolling reduction of 0.4%.

表１に示す鋼種Ａ〜Ｒは、本発明で規定する成分組成の鋼種（発明鋼）であり、ａ〜ｄは、Ｃ、Ｓｉ、又は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲外の鋼種（比較鋼）である。   Steel types A to R shown in Table 1 are steel types (invention steels) having a component composition defined in the present invention, and a to d are steel types whose C, Si, or Mn content is outside the scope of the present invention ( Comparative steel).

一部の冷延板には、表２及び３に示す条件で連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。表２に示す焼鈍温度から（Ｍｓ〜Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却速度約５０℃/ｓで冷却し、次いで、３００〜５００℃の温度範囲で１０〜１０００秒保持した後、所定の条件に制御した亜鉛めっき浴に浸漬し、その後、室温まで冷却した。   Some cold-rolled sheets were subjected to heat treatment and hot dip galvanizing treatment in a continuous alloying hot dip galvanizing facility under the conditions shown in Tables 2 and 3. After cooling at a cooling rate of about 50 ° C./s from the annealing temperature shown in Table 2 to a temperature range of (Ms to Ms−250) ° C., and then holding for 10 to 1000 seconds at a temperature range of 300 to 500 ° C. It was immersed in a galvanizing bath controlled to the conditions, and then cooled to room temperature.

めっき浴の有効Ａｌ濃度は０．０９〜０．１７質量％とした。一部の鋼板については、亜鉛めっき浴に浸漬後、各条件にて合金化処理を行い、室温まで冷却した。その際の目付け量は、両面とも約３５ｇ／ｍ²とした。最後に、得られた鋼板に０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。ミクロ組織の同定は、前記手法で行った。 The effective Al concentration of the plating bath was 0.09 to 0.17% by mass. Some steel sheets were immersed in a galvanizing bath, then alloyed under various conditions, and cooled to room temperature. The basis weight at that time was about 35 g / m ^{2 on} both sides. Finally, skin pass rolling was performed on the obtained steel sheet at a rolling reduction of 0.4%. The microstructure was identified by the above method.

得られた冷延焼鈍板又は亜鉛めっき板について、引張試験を行い、ＴＳ，Ｅｌを測定した。引張試験は、１．２ｍｍ厚の板から圧延方向に直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取して行った。   About the obtained cold-rolled annealing board or galvanized board, the tension test was done and TS and El were measured. The tensile test was performed by collecting JIS No. 5 test pieces in a direction perpendicular to the rolling direction from a 1.2 mm thick plate.

穴拡げ性は、直径１０ｍｍの円形穴を、クリアランスが１２．５％となる条件で打ち抜き、かえりがダイ側となるようにし、６０°円錐ポンチにて成形し、穴拡がり率λ（％）で評価した。各条件とも、５回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡がり率とした。   Hole expandability is 10mm diameter circular hole punched under the condition that the clearance is 12.5%, the burr is on the die side, molded with a 60 ° conical punch, with a hole expansion rate λ (%) evaluated. Under each condition, five hole expansion tests were performed, and the average value was defined as the hole expansion ratio.

なお、表１〜表５中の下線は、本発明の範囲外であることを示す。表２及び表３中の合金化温度（℃）の欄における「−」は、合金化処理を実地していないことを意味する（表外の注“＊１”、参照）。   In addition, the underline in Table 1-Table 5 shows that it is outside the scope of the present invention. “-” In the column of alloying temperature (° C.) in Table 2 and Table 3 means that the alloying treatment is not actually performed (see the note “* 1” outside the table).

表１に示す成分組成の鋼を、表２及び表３に示す条件で熱処理し、異なるミクロ組織と特性を有する鋼板を作製した。なお、各鋼のＡc₃点及びＭｓ点は、熱延・冷延を行った板を、予め実験室にて同様の熱処理条件で熱処理して求めた。Ａc₃点及びＭｓ点に基づいて、焼鈍温度及び一時冷却温度を設定した。 Steels having the component compositions shown in Table 1 were heat-treated under the conditions shown in Tables 2 and 3 to produce steel sheets having different microstructures and characteristics. The Ac ₃ point and the Ms point of each steel were obtained by heat-treating a hot-rolled and cold-rolled plate in advance under the same heat treatment conditions in a laboratory. Based on the Ac ₃ point and the Ms point, the annealing temperature and the temporary cooling temperature were set.

得られた結果に基づいて、冷却停止後の焼戻し温度を種々変化させ、鋼板のミクロ組織と特性を変化させた。なお、用途に合わせて、溶融亜鉛めっき、及び、合金化溶融亜鉛めっきを行った。   Based on the obtained results, the tempering temperature after stopping cooling was variously changed to change the microstructure and properties of the steel sheet. In addition, hot dip galvanization and alloying hot dip galvanization were performed according to the use.

なお、表４及び表５において、ＣＲは冷延鋼板、ＧＩは溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を示す。   In Tables 4 and 5, CR represents a cold-rolled steel sheet, GI represents a hot-dip galvanized steel sheet, and GA represents an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.

成形性については、引張試験より得られた破断伸びＥｌ（％）とＴＳ（ＭＰａ）の積：ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）で、２６０００（ＭＰａ×％）以上、かつ、穴拡げ率λ（％）とＴＳ（ＭＰａ）の積：ＴＳ（ＭＰａ）×λ（％）で４００００（ＭＰａ×％）以上を優れた成形性と定義する。   As for formability, the product of breaking elongation El (%) and TS (MPa) obtained from the tensile test: TS (MPa) × El (%), 26000 (MPa ×%) or more, and the hole expansion ratio λ The product of (%) and TS (MPa): TS (MPa) × λ (%) is defined as an excellent moldability of 40000 (MPa ×%) or more.

発明鋼においては、比較鋼を格段に超える優れた成形性が得られていることが解る。比較鋼においては、ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）、及び、ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）のいずれか、又は、いずれもが劣っていることが解る。   In invention steel, it turns out that the outstanding formability far exceeding comparative steel is acquired. In the comparative steel, it is understood that either TS (MPa) × El (%) and TS (MPa) × El (%) or both are inferior.

本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安価に提供するものであり、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。   The present invention relates to a high-strength steel sheet, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and a high-strength alloy that are suitable for automobile structural members, reinforcing members, and suspension members, and have excellent formability having a tensile maximum strength of 1300 MPa or more. The galvanized steel sheet is provided at a low cost, and can be expected to contribute greatly to the weight reduction of automobiles, and the industrial effect is extremely high.

Claims (11)

成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：１．００〜５．２０％、
Ｐ ：０．０４％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ｏ ：０．０１％以下
を含有し、残部：鉄及び不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、体積分率で、焼戻しマルテンサイトを２０〜９０％、ベイナイトを５〜７５％、オーステナイトを５〜２５％を含み、フェライトを１０％以下に制限した組織である
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。 Ingredient composition is mass%,
C: 0.1 to 0.6%
Si: 1.0-3.0%,
Mn: 1.00-5.20%,
P: 0.04% or less,
S: 0.05% or less,
Al: 0.001 to 2.0%,
N: 0.01% or less,
O: Contains 0.01% or less, balance: iron and inevitable impurities,
The microstructure is characterized by a volume fraction that includes 20 to 90% tempered martensite, 5 to 75% bainite, 5 to 25% austenite, and restricts ferrite to 10% or less. A high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more. 前記ミクロ組織中のベイナイトのうち、個数％で８０％以上のベイナイト粒において、粒界が焼戻しマルテンサイト及びオーステナイトのいずれもが接触していることを特徴とする請求項１に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。   2. The maximum tensile strength according to claim 1, wherein among the bainite in the microstructure, bainite grains having a number% of 80% or more are in contact with both tempered martensite and austenite. A high-strength steel sheet excellent in formability having 1300 MPa or more. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。 The component composition is further in mass%,
Mo: 0.01 to 1.0%,
Cr: 0.05-2.0%,
Ni: 0.05-2.0%,
Cu: 0.05-2.0%
The high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to claim 1 or 2, characterized by containing one or more of the following. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｖ ：０．００５〜０．３％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。 The component composition is further in mass%,
Nb: 0.005-0.3%
Ti: 0.005 to 0.3%,
V: 0.005-0.3%
The high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to any one of claims 1 to 3. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．１％
を含有する
ことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有す成形性に優れた高強度鋼板。 The component composition is further in mass%,
B: 0.0001 to 0.1%
The high strength steel plate excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to any one of claims 1 to 4. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。 The component composition is further in mass%,
Ca: 0.0005 to 0.01%,
Mg: 0.0005 to 0.01%,
REM: 0.0005 to 0.01%
The high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to any one of claims 1 to 5, characterized in that it contains one or more of the following. 請求項１〜６のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の表面に、Ｚｎ、Ｆｅ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる亜鉛めっき層を有することを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。   A galvanized layer comprising Zn, Fe, Al, and unavoidable impurities is provided on the surface of a high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to any one of claims 1 to 6. A high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more. 請求項１〜６のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の表面に、Ｚｎ、Ｆｅ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる合金化亜鉛めっき層を有することを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。   An alloyed galvanized layer comprising Zn, Fe, Al, and unavoidable impurities on the surface of a high-strength steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to any one of claims 1 to 6. A high-strength galvannealed steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more, characterized by comprising: 請求項１〜６のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法において、
（ｘ）請求項１及び３〜５のいずれか１項に記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr₃変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc₃変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却する
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。 In the manufacturing method which manufactures the high strength steel plate excellent in formability which has the tensile maximum strength 1300MPa or more of any 1 paragraph of Claims 1-6,
(X) The cast slab comprising the composition according to any one of claims 1 and 3 to 5 is directly or once cooled and then heated to 1100 ° C. or higher, and the hot rolling is completed at the Ar ₃ transformation point or higher. And after winding, pickling, cold rolling,
(Y) Annealing for 20 seconds or more above the Ac ₃ transformation point, cooling to a temperature range of Ms to (Ms-250) ° C.,
(Z) A roll having a radius of 800 mm or less is subjected to bending-back bending deformation, reheated to a temperature range of 300 to 500 ° C., held in this temperature range for 10 to 1000 seconds, and then cooled to room temperature. A method for producing a high-strength steel sheet having excellent formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more. 請求項７に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法において、
（ｘ）請求項１及び３〜５のいずれか１項に記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr₃変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc₃変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却し、続いて、
（z1）亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施す
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 In the production method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to claim 7,
(X) The cast slab comprising the composition according to any one of claims 1 and 3 to 5 is directly or once cooled and then heated to 1100 ° C. or higher, and the hot rolling is completed at the Ar ₃ transformation point or higher. And after winding, pickling, cold rolling,
(Y) Annealing for 20 seconds or more above the Ac ₃ transformation point, cooling to a temperature range of Ms to (Ms-250) ° C.,
(Z) A roll having a radius of 800 mm or less is subjected to bending-bending deformation, reheated to a temperature range of 300 to 500 ° C., held in this temperature range for 10 to 1000 seconds, then cooled to room temperature, ,
(Z1) A method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more, wherein the hot-dip galvanizing is performed by dipping in a galvanizing bath. 請求項８に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法において、
（ｘ）請求項１及び３〜５のいずれか１項に記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr₃変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc₃変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却し、続いて、
（z2）亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施した後、４５０〜６００℃の温度域にて熱処理を施す
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 In the method for producing a high-strength galvannealed steel sheet excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more according to claim 8,
(X) The cast slab comprising the composition according to any one of claims 1 and 3 to 5 is directly or once cooled and then heated to 1100 ° C. or higher, and the hot rolling is completed at the Ar ₃ transformation point or higher. And after winding, pickling, cold rolling,
(Y) Annealing for 20 seconds or more above the Ac ₃ transformation point, cooling to a temperature range of Ms to (Ms-250) ° C.,
(Z) A roll having a radius of 800 mm or less is subjected to bending-bending deformation, reheated to a temperature range of 300 to 500 ° C., held in this temperature range for 10 to 1000 seconds, then cooled to room temperature, ,
(Z2) A high-strength alloy excellent in formability having a maximum tensile strength of 1300 MPa or more, characterized in that it is immersed in a galvanizing bath and hot-dip galvanized and then heat treated in a temperature range of 450 to 600 ° C. Method for producing a galvannealed steel sheet.