JP7323096B1 - High-strength steel plate and its manufacturing method - Google Patents

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Abstract

ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、かつ、曲げ性、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。所定の成分組成を有し、板厚１／４位置において、マルテンサイト量が面積分率で８０％以上、残留オーステナイト量が体積分率で３％以上１５％以下であり、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が面積分率で１０％以下であり、旧オーステナイト平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が面積分率で７０％以下である、高強度鋼板。An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having a TS of 1180 MPa or more and excellent bendability, flatness in the sheet width direction, and resistance to work embrittlement, and a method for producing the same. It has a predetermined chemical composition, the martensite amount is 80% or more in area fraction, the retained austenite amount is 3% or more and 15% or less in volume fraction, and the ferrite amount and the bainite amount are The total amount of tick ferrite is 10% or less in terms of area fraction, the average grain size of prior austenite grains is 20 μm or less, and the average value of the occupancy rate of packets having the maximum occupancy rate in the prior austenite grains is expressed as an area fraction. A high-strength steel sheet that is 70% or less.

Description

本発明は、引張強度、曲げ性、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に優れる高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の高強度鋼板は、自動車用部品等の構造部材として好適に用いることができる。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a high-strength steel sheet that is excellent in tensile strength, bendability, flatness in the sheet width direction, and resistance to work embrittlement, and a method for producing the same. The high-strength steel sheet of the present invention can be suitably used as structural members such as automobile parts.

車輛の軽量化によるＣＯ２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用薄鋼板の高強度化が進行しており、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、車体強度の増加を目的として、自動車を形成する主要な構造部品では、引張強度（ＴＳ）で１１８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。With the aim of reducing CO2 emissions by reducing the weight of vehicles and improving collision resistance by reducing the weight of vehicles, the strength of steel sheets for automobiles is being increased, and new regulations are being introduced one after another. . Therefore, for the purpose of increasing the strength of the vehicle body, the application of high-strength steel sheets with a tensile strength (TS) of 1180 MPa class or higher is increasing in the main structural parts forming automobiles.

自動車に用いられる高強度鋼板には、優れた曲げ性を有することが求められる。例えば、ロールフォーミングにより曲げ加工された部位を有するバンパー等の部品では、成形性の観点から曲げ性に優れた鋼板を用いることが好適である。 High-strength steel sheets used in automobiles are required to have excellent bendability. For example, in a part such as a bumper having a portion bent by roll forming, it is preferable to use a steel plate having excellent bendability from the viewpoint of formability.

また、自動車に用いられる高強度鋼板には、部品のパフォーマンスの観点から、優れた耐加工脆化特性が求められる。例えば、自動車のバンパー等の骨格部品では、プレス成形による脆化が起きない優れた耐加工脆化特性を有した高強度鋼板を適用することが好適である。 In addition, high-strength steel sheets used in automobiles are required to have excellent work embrittlement resistance from the viewpoint of performance of parts. For example, in frame parts such as bumpers of automobiles, it is preferable to use a high-strength steel sheet having excellent work embrittlement resistance that does not cause embrittlement due to press forming.

また、自動車に用いられる高強度鋼板には、鋼板の平坦度にも優れていることが求められる。特許文献１には鋼板の反りが成形ラインでの操業トラブルや製品の寸法精度に悪影響を及ぼすことが記載されている。本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、製品の寸法精度には鋼板の反りだけでなく、急峻度を用いて評価される板幅方向の平坦度も影響することを見出した。例えば、優れた寸法精度を実現するためには、幅方向の急峻度は０．０２以下であることが好適である。 High-strength steel sheets used in automobiles are also required to have excellent flatness. Patent Literature 1 describes that warping of steel sheets adversely affects operational troubles in forming lines and dimensional accuracy of products. As a result of extensive studies, the inventors of the present invention have found that the dimensional accuracy of the product is affected not only by the warpage of the steel sheet, but also by the flatness in the width direction, which is evaluated using the steepness. For example, in order to achieve excellent dimensional accuracy, it is preferable that the steepness in the width direction is 0.02 or less.

これらの要求に対し、例えば、特許文献２では、１１００ＭＰａ以上の引張強度を有し、ＹＲ、表面性状および溶接性に優れた高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。しかしながら、特許文献２に記載の技術では、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性については考慮していない。 In response to these demands, for example, Patent Document 2 provides a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1100 MPa or more and excellent YR, surface properties and weldability, and a method for producing the same. However, the technique described in Patent Document 2 does not consider flatness in the plate width direction and work embrittlement resistance.

特許文献３では、プレス成形性および低温靭性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が提供されている。しかしながら、特許文献３に記載の技術では、温度低下による鋼板の脆化を改善できているが、加工による鋼板の脆化については考慮していない。曲げ性および板幅方向の平坦度についても考慮していない。 Patent Document 3 provides a hot-dip galvanized steel sheet having excellent press formability and low-temperature toughness and a tensile strength of 980 MPa or more, and a method for producing the same. However, although the technique described in Patent Document 3 can improve the embrittlement of the steel sheet due to the temperature drop, it does not consider the embrittlement of the steel sheet due to working. Bendability and flatness in the sheet width direction are not considered either.

特許文献４では、１３２０ＭＰａ以上の引張強度を有し、加工性および曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。しかしながら、特許文献４に記載の技術では、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性については考慮していない。 Patent Document 4 provides a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more and excellent workability and bendability, and a method for producing the same. However, the technique described in Patent Document 4 does not consider flatness in the plate width direction and work embrittlement resistance.

特許第４９４７１７６号公報Japanese Patent No. 4947176 特許第６５２５１１４号公報Japanese Patent No. 6525114 特許第６７７７２７２号公報Japanese Patent No. 6777272 特許第６３３８０２５号公報Japanese Patent No. 6338025

スマートプロセス学会誌２０１３年、２巻、３号ｐ．１１０－１１８Smart Process Society Journal 2013, Vol. 2, No. 3, p. 110-118

本発明は、かかる事情に鑑み開発されたもので、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、かつ、曲げ性、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。 The present invention was developed in view of such circumstances, and aims to provide a high-strength steel sheet having a TS of 1180 MPa or more and excellent bendability, flatness in the sheet width direction, and work embrittlement resistance, and a method for producing the same. aim.

本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下のことを見出した。
（１）マルテンサイト量を面積分率で８０％以上、かつ、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計を面積分率で１０％以下とすることで、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現できる。
（２）残留オーステナイト量を体積分率で３％以上とすることで、優れた曲げ性を実現できる。
（３）旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値を面積分率で７０％以下とすることで、優れた板幅方向の平坦度を実現できる。
（４）残留オーステナイト量を体積分率で１５％以下、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値を面積分率で７０％以下、かつ、旧オーステナイト平均結晶粒径を２０μｍ以下とすることで、優れた耐加工脆化特性を実現できる。In order to achieve the above-described problems, the present inventors have made intensive studies and found the following.
(1) A TS of 1180 MPa or more can be realized by setting the martensite amount to 80% or more in terms of area fraction and the total area fraction of the ferrite amount and bainitic ferrite amount to 10% or less.
(2) Excellent bendability can be realized by setting the volume fraction of retained austenite to 3% or more.
(3) By setting the average value of the occupancy ratio of the packets having the maximum occupancy ratio in the prior austenite grains to 70% or less in area fraction, excellent flatness in the sheet width direction can be achieved.
(4) The amount of retained austenite is 15% or less in volume fraction, the average value of the occupancy of packets having the maximum occupancy in prior austenite grains is 70% or less in area fraction, and the average grain size of prior austenite is By setting the thickness to 20 μm or less, excellent work embrittlement resistance can be achieved.

本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上５．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：１．０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、および、Ｏ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚１／４位置において、マルテンサイト量が面積分率で８０％以上、残留オーステナイト量が体積分率で３％以上１５％以下であり、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が面積分率で１０％以下であり、旧オーステナイト平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が面積分率で７０％以下である、高強度鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］に記載の高強度鋼板。
［３］鋼板表面にめっき層を有する、［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］［１］又は［２］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼に、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し作製した冷延板を、焼鈍温度が７５０℃以上９５０℃以下、前記焼鈍温度での保持時間が１０秒以上１０００秒以下の条件で加熱して焼鈍し、前記焼鈍中に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計１回以上１５回以下となる加工を施し、７００℃～６００℃の温度範囲での平均冷却速度が２０℃／ｓ以上、
４９９℃～Ｍｓの温度範囲での平均冷却速度が２０℃/ｓ以上で冷却し、前記４９９℃～
Ｍｓの温度範囲に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計１回以上１５回以下となる加工を施し、Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａの温度範囲での平均冷却速度が１５０℃/ｓ
以下で冷却し、前記Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａの温度範囲での鋼板に付与される張力を５ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下とし、前記冷却停止温度Ｔａが１００℃以上（Ｍｓ－８０℃）以下であり、なお、Ｍｓは式（１）にて規定するマルテンサイト変態開始温度（℃）であり、焼戻温度がＴａ以上４５０℃以下、前記焼戻温度での保持時間が１０秒以上１０００秒以下で焼き戻す、高強度鋼板の製造方法。
Ｍｓ＝５１９－４７４×［％Ｃ］－３０．４×［％Ｍｎ］－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・・（１）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、[％Ｎｉ]はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量（質量％）を表し、含まない場合は０とする。
［５］めっき処理を施す、［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。The present invention has been made based on the above findings. That is, the gist and configuration of the present invention are as follows.
[1] % by mass, C: 0.030% or more and 0.500% or less, Si: 0.50% or more and 2.50% or less, Mn: 1.50% or more and 5.00% or less, P: 0. 100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 1.000% or less, N: 0.0100% or less, and O: 0.0100% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities In the component composition and the plate thickness 1/4 position, the martensite amount is 80% or more in area fraction, the retained austenite amount is 3% or more and 15% or less in volume fraction, and the ferrite amount and bainitic ferrite amount The total area fraction is 10% or less, the prior austenite average crystal grain size is 20 μm or less, and the average value of the occupancy of the packets having the maximum occupancy in the prior austenite grains is 70% or less. A high-strength steel plate.
[2] Further, the above-mentioned component composition is, in terms of % by mass, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.1% or less. 10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Ni: 1.00% or less, Cu: 1.00% Below, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, The high-strength steel sheet according to [1], containing at least one element selected from Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% or less, and Bi: 0.200% or less.
[3] The high-strength steel sheet according to [1] or [2], which has a plating layer on the surface of the steel sheet.
[4] The method for producing a high-strength steel sheet according to [1] or [2], wherein the steel having the chemical composition is subjected to hot rolling, pickling, and cold rolling to produce a cold-rolled sheet, It is annealed by heating under the conditions that the annealing temperature is 750° C. or higher and 950° C. or lower, and the holding time at the annealing temperature is 10 seconds or higher and 1000 seconds or lower. After processing 15 times or less, the average cooling rate in the temperature range of 700 ° C to 600 ° C is 20 ° C / s or more,
Cooling at an average cooling rate of 20 ° C./s or more in the temperature range of 499 ° C. to Ms, and the 499 ° C. to
In the temperature range of Ms, a roll with a radius of 800 mm or less is used to bend and return 1 time or more and 15 times or less in total, and the average cooling rate in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta is 150 ° C / s.
The steel sheet is cooled below, the tension applied to the steel sheet in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta is 5 MPa or more and 100 MPa or less, the cooling stop temperature Ta is 100 ° C. or more (Ms-80 ° C.) or less, and , Ms is the martensitic transformation start temperature (° C.) defined by formula (1), the tempering temperature is Ta or higher and 450° C. or lower, and the holding time at the tempering temperature is 10 seconds or more and 1000 seconds or less. , a method for producing high-strength steel sheets.
Ms=519−474×[%C]−30.4×[%Mn]−12.1×[%Cr]−7.5×[%Mo]−17.7×[%Ni] (1)
Here, [%C], [%Mn], [%Cr], [%Mo], and [%Ni] represent the contents (% by mass) of C, Mn, Cr, Mo, and Ni, respectively, and do not include 0 if
[5] The method for producing a high-strength steel sheet according to [4], which includes plating.

本発明によれば、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、かつ、曲げ性、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に優れる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を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費向上を図ることができる。したがって、産業上の利用価値は極めて大きい。 According to the present invention, it is possible to obtain a high-strength steel sheet having a TS of 1180 MPa or more and excellent bendability, flatness in the sheet width direction, and resistance to work embrittlement. Further, by applying the high-strength steel sheet of the present invention to automobile structural members, for example, it is possible to improve fuel consumption by reducing the weight of the vehicle body. Therefore, the industrial utility value is extremely large.

図１は、本発明に係る旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの構造と当該パケットの占有率の算出方法を示す図である。FIG. 1 is a diagram showing the structure of a packet having the maximum occupancy in prior austenite grains and the method of calculating the occupancy of the packet according to the present invention. 図２は、本発明に係る鋼板の幅方向の急峻度λの概念とその算出方法を示す図である。FIG. 2 is a diagram showing the concept of the steepness λ in the width direction of the steel sheet according to the present invention and its calculation method.

以下、本発明の実施形態について説明する。 Embodiments of the present invention will be described below.

先ず、高強度鋼板の成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。 First, the appropriate range of the chemical composition of the high-strength steel sheet and the reason for its limitation will be described. In the following description, "%" representing the content of constituent elements of steel means "% by mass" unless otherwise specified.

［Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下］
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイト量、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、マルテンサイト量が減少し、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．５００％を超えると、マルテンサイトが脆化し、耐加工脆化特性が低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．５００％以下とする。Ｃの含有量の下限は、好ましくは０．０５０％以上とする。Ｃの含有量の上限は、好ましくは０．４００％以下とする。Ｃの含有量の下限は、より好ましくは０．１００％以上とする。Ｃの含有量の上限は、より好ましくは０．３５０％以下とする。[C: 0.030% or more and 0.500% or less]
C is one of the important basic components of steel, and particularly in the present invention, it is an important element that affects the total amount of martensite, ferrite and bainitic ferrite. If the C content is less than 0.030%, the amount of martensite decreases and the total amount of ferrite and bainitic ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.500%, martensite becomes embrittled and the work embrittlement resistance is lowered. Therefore, the content of C is set to 0.030% or more and 0.500% or less. The lower limit of the C content is preferably 0.050% or more. The upper limit of the C content is preferably 0.400% or less. The lower limit of the C content is more preferably 0.100% or more. The upper limit of the C content is more preferably 0.350% or less.

［Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下］
Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、ＴＳおよび残留オーステナイト量に影響する重要な元素である。Ｓｉの含有量が０．５０％未満では、マルテンサイトの強度が減少するため、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、残留オーステナイトが過度に増加し、耐加工脆化特性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．５０％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量の下限は、好ましくは０．５５％以上とする。Ｓｉの含有量の上限は、好ましくは２．００％以下とする。Ｓｉの含有量の下限は、より好ましくは０．６０％以上とする。Ｓｉの含有量の上限は、より好ましくは１．８０％以下とする。[Si: 0.50% or more and 2.50% or less]
Si is one of the important basic components of steel, and is an important element that affects TS and the amount of retained austenite. If the Si content is less than 0.50%, the strength of martensite decreases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, when the Si content exceeds 2.50%, the retained austenite is excessively increased and the work embrittlement resistance is lowered. Therefore, the Si content should be 0.50% or more and 2.50% or less. The lower limit of the Si content is preferably 0.55% or more. The upper limit of the Si content is preferably 2.00% or less. The lower limit of the Si content is more preferably 0.60% or more. The upper limit of the Si content is more preferably 1.80% or less.

［Ｍｎ：１．５０％以上５．００％以下］
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、マルテンサイト量、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が１．５０％未満では、マルテンサイト量が減少し、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が５．００％を超えると、マルテンサイトが脆化し、耐加工脆化特性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、１．５０％以上５．００％以下とする。Ｍｎの含有量の下限は、好ましくは２．００％以上とする。Ｍｎの含有量の上限は、好ましくは４．５０％以下とする。Ｍｎの含有量の下限は、より好ましくは２．２０％以上とする。Ｍｎの含有量の上限は、より好ましくは４．００％以下とする。[Mn: 1.50% or more and 5.00% or less]
Mn is one of the important basic components of steel, and is an important element that affects the total amount of martensite, ferrite and bainitic ferrite. If the Mn content is less than 1.50%, the amount of martensite decreases and the total amount of ferrite and bainitic ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 5.00%, the martensite becomes embrittled and the resistance to work embrittlement deteriorates. Therefore, the content of Mn is set to 1.50% or more and 5.00% or less. The lower limit of the Mn content is preferably 2.00% or more. The upper limit of the Mn content is preferably 4.50% or less. The lower limit of the Mn content is more preferably 2.20% or more. The upper limit of the Mn content is more preferably 4.00% or less.

［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、鋼板の極限変形能を低下させることから、耐加工脆化特性が低下する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。Ｐの含有量の下限は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｐの含有量の上限は、好ましくは０．０７０％以下とする。[P: 0.100% or less]
Since P segregates at prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries, it lowers the ultimate deformability of the steel sheet, thereby lowering the work embrittlement resistance. Therefore, the P content should be 0.100% or less. Although the lower limit of the P content is not specified, it is preferably 0.001% or more because P is a solid-solution strengthening element and can increase the strength of the steel sheet. Therefore, the P content should be 0.100% or less. The lower limit of the P content is preferably 0.001% or more. The upper limit of the P content is preferably 0.070% or less.

［Ｓ：０．０２００％以下］
Ｓは、硫化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、耐加工脆化特性が低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。Ｓの含有量の下限は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｓの含有量の上限は、好ましくは０．００５０％以下とする。[S: 0.0200% or less]
S exists as a sulfide and lowers the ultimate deformability of the steel sheet, thereby lowering the work embrittlement resistance. Therefore, the S content should be 0.0200% or less. Although the lower limit of the S content is not specified, it is preferably 0.0001% or more due to production technology restrictions. Therefore, the S content should be 0.0200% or less. The lower limit of the S content is preferably 0.0001% or more. The upper limit of the S content is preferably 0.0050% or less.

［Ａｌ：１．０００％以下］
Ａｌは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、耐加工脆化特性が低下する。そのため、Ａｌの含有量は１．０００％以下にする必要がある。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は１．０００％以下とする。Ａｌの含有量の下限は、好ましくは０．００１％以上とする。Ａｌの含有量の上限は、好ましくは０．５００％以下とする。[Al: 1.000% or less]
Al exists as an oxide and lowers the ultimate deformability of the steel sheet, thereby lowering the resistance to work embrittlement. Therefore, the Al content should be 1.000% or less. Although the lower limit of the Al content is not particularly specified, the Al content is preferably 0.001% or more because it suppresses the formation of carbides during continuous annealing and promotes the formation of retained austenite. Therefore, the Al content is set to 1.000% or less. The lower limit of the Al content is preferably 0.001% or more. The upper limit of the Al content is preferably 0.500% or less.

［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、耐加工脆化特性が低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量の下限は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｎの含有量の上限は、好ましくは０．００５０％以下とする。[N: 0.0100% or less]
N exists as a nitride and lowers the ultimate deformability of the steel sheet, thereby lowering the work embrittlement resistance. Therefore, the N content should be 0.0100% or less. Although the lower limit of the N content is not specified, it is preferable that the N content is 0.0001% or more due to production technology restrictions. Therefore, the content of N is set to 0.0100% or less. The lower limit of the N content is preferably 0.0001% or more. The upper limit of the N content is preferably 0.0050% or less.

［Ｏ：０．０１００％以下］
Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、耐加工脆化特性が低下する。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量の下限は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｏの含有量の上限は、好ましくは０．００５０％以下とする。[O: 0.0100% or less]
O exists as an oxide and lowers the ultimate deformability of the steel sheet, thereby lowering the work embrittlement resistance. Therefore, the O content should be 0.0100% or less. Although the lower limit of the O content is not particularly specified, it is preferable that the O content is 0.0001% or more due to production technology restrictions. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less. The lower limit of the O content is preferably 0.0001% or more. The upper limit of the O content is preferably 0.0050% or less.

本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで不可避的不純物として、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｇｅ、ＳｒおよびＣｓが挙げられる。これら不純物は合計で０．１００％以下含有されることは許容される。 A high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention has a chemical composition containing the above components, with the balance being Fe and unavoidable impurities. Here, Zn, Pb, As, Ge, Sr and Cs are mentioned as unavoidable impurities. A total content of 0.100% or less of these impurities is allowed.

本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、およびＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有しても良い。In addition to the above chemical composition, the high-strength steel sheet of the present invention further has, in mass%,
Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.00% or less. 200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% and Bi: 0.200% or less may be contained singly or in combination.

Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、それぞれ０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．２００％以下とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．１００％以下とする。 If each of Ti, Nb and V is 0.200% or less, a large amount of coarse precipitates and inclusions are not generated, and the ultimate deformability of the steel sheet is not lowered, so the work embrittlement resistance is not lowered. Therefore, the contents of Ti, Nb and V are each preferably 0.200% or less. Although the lower limits of the contents of Ti, Nb and V are not particularly specified, the strength of the steel sheet can be increased by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing. Therefore, it is more preferable that the contents of Ti, Nb and V each be 0.001% or more. Therefore, when Ti, Nb and V are contained, their contents shall each be 0.200% or less. When Ti, Nb and V are contained, the lower limit is more preferably 0.001% or more. When Ti, Nb and V are contained, the upper limit is more preferably 0.100% or less.

ＴａおよびＷは、それぞれ０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にすることが好ましい。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＴａおよびＷを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。ＴａおよびＷを含有する場合の下限は、より好ましくは０．０１％以上とする。ＴａおよびＷを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．０８％以下とする。 If each of Ta and W is 0.10% or less, a large amount of coarse precipitates and inclusions are not generated, and the ultimate deformability of the steel sheet is not lowered, so the work embrittlement resistance is not lowered. Therefore, it is preferable that the contents of Ta and W are respectively 0.10% or less. Although the lower limits of the contents of Ta and W are not particularly specified, the strength of the steel sheet is increased by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing. More preferably, the contents of Ta and W are each 0.01% or more. Therefore, when Ta and W are contained, the content thereof should be 0.10% or less. When Ta and W are contained, the lower limit is more preferably 0.01% or more. When Ta and W are contained, the upper limit is more preferably 0.08% or less.

Ｂは、０．０１００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｂの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しないが、焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂを含有する場合には、その含有量は０．０１００％以下とする。Ｂを含有する場合の下限は、より好ましくは０．０００３％以上とする。Ｂを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．００８０％以下とする。 When B is 0.0100% or less, cracks are not generated inside the steel sheet during casting or hot rolling, and the ultimate deformability of the steel sheet is not lowered, so the work embrittlement resistance is not lowered. Therefore, the B content is preferably 0.0100% or less. Although the lower limit of the B content is not particularly specified, it is an element that segregates at the austenite grain boundary during annealing and improves hardenability, so the content of B is preferably 0.0003% or more. preferable. Therefore, when B is contained, its content shall be 0.0100% or less. When B is contained, the lower limit is more preferably 0.0003% or more. When B is contained, the upper limit is more preferably 0.0080% or less.

Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは、それぞれ１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉを含有する場合には、その含有量はそれぞれ１．００％以下とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉを含有する場合の下限は、より好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．８０％以下とする。 When each of Cr, Mo and Ni is 1.00% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase and the ultimate deformability of the steel sheet is not lowered, so the work embrittlement resistance is not lowered. Therefore, it is preferable that the contents of Cr, Mo and Ni are each set to 1.00% or less. Although the lower limits of the contents of Cr, Mo, and Ni are not particularly specified, it is more preferable that the contents of Cr, Mo, and Ni are each 0.01% or more because they are elements that improve hardenability. . Therefore, when Cr, Mo and Ni are contained, their contents shall each be 1.00% or less. When Cr, Mo and Ni are contained, the lower limit is more preferably 0.01% or more. When Cr, Mo and Ni are contained, the upper limit is more preferably 0.80% or less.

Ｃｏは、０．０１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｏを含有する場合には、その含有量は０．０１０％以下とする。Ｃｏを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｃｏを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．００８％以下とする。 If Co is 0.010% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase, and the ultimate deformability of the steel sheet is not lowered, so the work embrittlement resistance is not lowered. Therefore, the Co content is preferably 0.010% or less. Although the lower limit of the Co content is not particularly specified, the Co content is more preferably 0.001% or more because it is an element that improves hardenability. Therefore, when Co is contained, its content should be 0.010% or less. When Co is contained, the lower limit is more preferably 0.001% or more. When Co is contained, the upper limit is more preferably 0.008% or less.

Ｃｕは、１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｃｕを含有する場合には、その含有量は１．００％以下とする。Ｃｕを含有する場合の下限は、より好ましくは、０．０１％以上とする。Ｃｕを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．８０％以下とする。 If Cu is 1.00% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase, and the ultimate deformability of the steel sheet is not lowered, so the work embrittlement resistance is not lowered. Therefore, the Cu content is preferably 1.00% or less. Although the lower limit of the Cu content is not particularly specified, the Cu content is preferably 0.01% or more because it is an element that improves hardenability. Therefore, when Cu is contained, its content shall be 1.00% or less. When Cu is contained, the lower limit is more preferably 0.01% or more. When Cu is contained, the upper limit is more preferably 0.80% or less.

Ｓｎは、０．２００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素（一般的には耐食性を向上させる元素）であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｓｎを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｎを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．１００％以下とする。 When Sn is 0.200% or less, cracks do not occur inside the steel sheet during casting or hot rolling, and the ultimate deformability of the steel sheet is not lowered, so the work embrittlement resistance is not lowered. Therefore, the Sn content is preferably 0.200% or less. Although the lower limit of the Sn content is not particularly specified, the Sn content is set to 0.001% or more because Sn is an element that improves hardenability (generally, an element that improves corrosion resistance). is more preferable. Therefore, when Sn is contained, its content is made 0.200% or less. When Sn is contained, the lower limit is more preferably 0.001% or more. When Sn is contained, the upper limit is more preferably 0.100% or less.

Ｓｂは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｓｂを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｂを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．１００％以下とする。 If Sb is 0.200% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase, and the ultimate deformability of the steel sheet is not lowered, so the work embrittlement resistance is not lowered. Therefore, the Sb content is preferably 0.200% or less. Although the lower limit of the content of Sb is not particularly specified, the content of Sb is more preferably 0.001% or more because it is an element that controls the softened thickness of the surface layer and enables strength adjustment. Therefore, when Sb is contained, the content is made 0.200% or less. When Sb is contained, the lower limit is more preferably 0.001% or more. When Sb is contained, the upper limit is more preferably 0.100% or less.

Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、それぞれ０．０１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合の下限は、より好ましくは０．０００５％以上とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．００５０％以下とする。 When each of Ca, Mg and REM is 0.0100% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase and the ultimate deformability of the steel sheet does not deteriorate, so the work embrittlement resistance does not deteriorate. Therefore, the contents of Ca, Mg and REM are preferably 0.0100% or less. Although the lower limits of the contents of Ca, Mg and REM are not particularly specified, since they are elements that spheroidize the shape of nitrides and sulfides and improve the ultimate deformability of the steel sheet, the contents of Ca, Mg and REM More preferably, the amount of each is 0.0005% or more. Therefore, when Ca, Mg and REM are contained, their contents shall each be 0.0100% or less. The lower limit when Ca, Mg and REM are contained is more preferably 0.0005% or more. When Ca, Mg and REM are contained, the upper limit is more preferably 0.0050% or less.

ＺｒおよびＴｅは、それぞれ０．１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下にすることが好ましい。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＺｒおよびＴｅを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。ＺｒおよびＴｅを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．０８０％以下とする。 If each of Zr and Te is 0.100% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase and the ultimate deformability of the steel sheet is not lowered, so the work embrittlement resistance is not lowered. Therefore, the contents of Zr and Te are preferably 0.100% or less. Although the lower limits of the contents of Zr and Te are not particularly specified, the contents of Zr and Te are each 0 because they are elements that spheroidize the shape of nitrides and sulfides and improve the ultimate deformability of the steel sheet. It is more preferable to make it 0.001% or more. Therefore, when Zr and Te are contained, their contents shall each be 0.100% or less. When Zr and Te are contained, the lower limit is more preferably 0.001% or more. When Zr and Te are contained, the upper limit is more preferably 0.080% or less.

Ｈｆは、０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にすることが好ましい。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｈｆを含有する場合には、その含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆを含有する場合の下限は、より好ましくは０．０１％以上とする。Ｈｆを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．０８％以下とする。 If Hf is 0.10% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase and the ultimate deformability of the steel sheet does not decrease, so the work embrittlement resistance does not decrease. Therefore, the Hf content is preferably 0.10% or less. Although the lower limit of the Hf content is not particularly specified, the Hf content is 0.01% or more because it is an element that spheroidizes the shape of nitrides and sulfides and improves the ultimate deformability of the steel sheet. is more preferable. Therefore, when Hf is contained, its content is made 0.10% or less. When Hf is contained, the lower limit is more preferably 0.01% or more. When Hf is contained, the upper limit is more preferably 0.08% or less.

Ｂｉは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂｉを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉを含有する場合の下限は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｂｉを含有する場合の上限は、さらに好ましくは０．１００％以下とする。 If Bi is 0.200% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase, and the ultimate deformability of the steel sheet is not lowered, so the work embrittlement resistance is not lowered. Therefore, the Bi content is preferably 0.200% or less. Although the lower limit of the Bi content is not particularly specified, the Bi content is more preferably 0.001% or more because it is an element that reduces segregation. Therefore, when Bi is contained, its content shall be 0.200% or less. When Bi is contained, the lower limit is more preferably 0.001% or more. When Bi is contained, the upper limit is more preferably 0.100% or less.

なお、上記したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避的不純物として含むものとする。 In addition, each content of Ti, Nb, V, Ta, W, B, Cr, Mo, Ni, Co, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg, REM, Zr, Te, Hf and Bi is preferable. If it is less than the lower limit, it does not impair the effects of the present invention, so it is included as an unavoidable impurity.

次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。 Next, the steel structure of the high-strength steel sheet of the present invention will be described.

［マルテンサイト量が面積分率で８０％以上］
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。マルテンサイト量を面積分率で８０％以上とすることで、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが可能となる。したがって、マルテンサイトが面積分率で８０％以上とする。好ましくは８２％以上である。より好ましくは８４％以上である。[Amount of martensite is 80% or more in terms of area fraction]
In the present invention, it is an extremely important invention constituent element. A TS of 1180 MPa or more can be achieved by setting the martensite amount to 80% or more in area fraction. Therefore, the area fraction of martensite is set to 80% or more. Preferably it is 82% or more. More preferably, it is 84% or more.

［残留オーステナイト量が体積分率で３％以上１５％以下］
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。残留オーステナイト量が体積分率で３％未満の場合、残留オーステナイトによる曲げ加工時のき裂抑制効果が得られず、優れた曲げ性を実現することが困難になる。また、残留オーステナイト量が１５％超えの場合、加工付与時により残留オーステナイトが硬質なマルテンサイトに過度に変態するため、鋼板の極限変形能が低下し、優れた耐加工脆化特性を得ることが困難になる。したがって、残留オーステナイト量は３％以上１５％以下とする。残留オーステナイト量の下限は、好ましくは５％以上とする。残留オーステナイト量の上限は、好ましくは１４％以下とする。残留オーステナイト量の下限は、より好ましくは７％以上とする。残留オーステナイト量の上限は、より好ましくは１３％以下とする。[The volume fraction of retained austenite is 3% or more and 15% or less]
In the present invention, it is an extremely important invention constituent element. If the volume fraction of retained austenite is less than 3%, the effect of suppressing cracks during bending due to retained austenite cannot be obtained, making it difficult to achieve excellent bendability. In addition, when the amount of retained austenite exceeds 15%, the retained austenite is excessively transformed into hard martensite when working is applied, so the ultimate deformability of the steel sheet is lowered, and excellent work embrittlement resistance can be obtained. become difficult. Therefore, the amount of retained austenite should be 3% or more and 15% or less. The lower limit of the amount of retained austenite is preferably 5% or more. The upper limit of the amount of retained austenite is preferably 14% or less. The lower limit of the amount of retained austenite is more preferably 7% or more. The upper limit of the amount of retained austenite is more preferably 13% or less.

ここで、残留オーステナイトの測定方法は、以下の通りである。残留オーステナイトは、鋼板を板厚１／４部から０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面および、ｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝面の回折ピークの各々の積分強度比を測定し、得られた９つの積分強度比を平均化して求める。 Here, the method for measuring retained austenite is as follows. Retained austenite is obtained by polishing the steel plate from 1/4 part of the plate thickness to a surface of 0.1 mm, and then chemically polishing the surface to 0.1 mm. }, {220}, {311} planes and {200}, {211}, {220} planes of bcc iron. Measure the integrated intensity ratio of each diffraction peak, and average the nine integrated intensity ratios obtained. and ask for it.

［フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が面積分率で１０％以下］
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が１０％超えの場合、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計は１０％以下とする。好ましくは８％以下とする。より好ましくは５％以下とする。なお、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計の下限は特に限定しない。０％であっても良い。[The total area fraction of ferrite and bainitic ferrite is 10% or less]
In the present invention, it is an extremely important invention constituent element. If the total amount of ferrite and bainitic ferrite exceeds 10%, it becomes difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. Therefore, the total amount of ferrite and bainitic ferrite should be 10% or less. It is preferably 8% or less. More preferably, it is 5% or less. The lower limit of the total amount of ferrite and bainitic ferrite is not particularly limited. It may be 0%.

ここで、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計の測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４部（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭを用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。なお、上記の組織画像において、フェライトおよびベイニティックフェライトは凹部で組織内部が平坦な組織であり、かつ、内部に炭化物を有さない組織である。それらの値の平均値から、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計を求めることができる。 Here, the method for measuring the total amount of ferrite and bainitic ferrite is as follows. After polishing the L cross section of the steel plate, 3 vol. % nital, and 1/4 part of the plate thickness (position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) is observed in 10 fields of view at a magnification of 2000 using SEM. In the above structure images, the ferrite and the bainitic ferrite are concave structures with flat interiors and no carbides inside. The total amount of ferrite and bainitic ferrite can be obtained from the average of these values.

上記マルテンサイト量の測定方法は、以下の通りである。マルテンサイト量は、前述した方法に基づき残留オーステナイト量、フェライト量およびベイニティックフェライト量を測定し、それらの合計を１００％から差し引くことで求めることができる。したがって本発明のマルテンサイト量とは、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの両方を含んだ量である。なお、差し引きにおいて、残留オーステナイト量の体積率≒面積率であるので、面積率で表されるフェライト量およびベイニティックフェライト量と共に１００％から差し引くこととする。 The method for measuring the amount of martensite is as follows. The amount of martensite can be obtained by measuring the amount of retained austenite, the amount of ferrite, and the amount of bainitic ferrite based on the method described above, and subtracting the total from 100%. Therefore, the amount of martensite in the present invention is an amount including both quenched martensite and tempered martensite. In the deduction, since the volume ratio of the retained austenite amount is nearly equal to the area ratio, the ferrite amount and the bainitic ferrite amount represented by the area ratio are subtracted from 100%.

［旧オーステナイト平均結晶粒径が２０μｍ以下］
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。旧オーステナイト平均結晶粒径を減少させることで、き裂の伝播を抑制できるため、鋼板の耐加工脆化特性を向上する。こうした効果を得るためには、旧オーステナイト平均結晶粒径を２０μｍ以下にする必要がある。なお、旧オーステナイト平均結晶粒径の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、２μｍ以上であることが好ましい。したがって、旧オーステナイト平均結晶粒径を２０μｍ以下とする。好ましくは２μｍ以上とする。好ましくは１５μｍ以下とする。より好ましくは３μｍ以上とする。より好ましくは１０μｍ以下とする。[Prior austenite average crystal grain size is 20 μm or less]
In the present invention, it is an extremely important invention constituent element. By reducing the average grain size of prior austenite, propagation of cracks can be suppressed, so that the work embrittlement resistance of the steel sheet is improved. In order to obtain such an effect, the prior austenite average crystal grain size must be 20 μm or less. Although the lower limit of the average grain size of prior austenite is not particularly specified, it is preferably 2 μm or more due to production technology restrictions. Therefore, the average grain size of prior austenite is set to 20 μm or less. The thickness is preferably 2 μm or more. The thickness is preferably 15 μm or less. More preferably, the thickness is 3 μm or more. More preferably, the thickness is 10 μm or less.

ここで、旧オーステナイト平均結晶粒径の測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面を研磨後、ピクリン酸と塩化第二鉄の混合溶液等でエッチングし、旧オーステナイト粒界を現出させた後、板厚１／４部（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を光学顕微鏡にて４００倍の倍率でそれぞれ３～１０視野撮影する。得られた画像データについて縦１０×横１０の計２０本の直線を等間隔に引き、切断法により求める。 Here, the method for measuring the prior austenite average crystal grain size is as follows. After polishing the L cross section of the steel sheet, it is etched with a mixed solution of picric acid and ferric chloride, etc., and after exposing the prior austenite grain boundaries, 1/4 part of the sheet thickness (from the steel sheet surface in the depth direction 3 to 10 fields of view are photographed with an optical microscope at a magnification of 400 times. A total of 20 straight lines of 10 vertical×10 horizontal are drawn at equal intervals on the obtained image data and obtained by the cutting method.

［旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が面積分率で７０％以下］
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率は、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に影響する。旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットとは、図１に示すように、旧オーステナイト粒内にはパケットと呼ばれる変態時の晶癖面が同じ領域が最大４つ存在しており、その中の最も大きい占有率を有するパケットのことを示す。[Average value of occupancy of packets having maximum occupancy in prior austenite grains is 70% or less in terms of area fraction]
In the present invention, it is an extremely important invention constituent element. The occupancy of the packet having the maximum occupancy within the prior austenite grains affects the flatness in the sheet width direction and the resistance to work embrittlement. The packet having the maximum occupancy rate in the prior austenite grains is, as shown in FIG. indicates the packet with the largest occupancy of .

旧オーステナイト粒内の１つのパケットの占有率は、指定のパケットの面積を旧オーステナイト粒内の全体の面積で除することで求められる。 The occupancy of one packet within a prior austenite grain is determined by dividing the area of the specified packet by the total area within the prior austenite grain.

本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率を減少させることで、パケット間の歪が緩和され、板幅方向の平坦度が改善されることを見出した。また、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率を減少させることで、組織が微細化し、き裂の伝播を抑制できるため、鋼板の耐加工脆化特性を向上することも見出した。したがって、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値は７０％以下とする。好ましくは６０％以下とする。なお、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値の下限は特に限定しない。パケットの種類は最大で４つであり、４つのパケットが均等に存在する場合に旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率が２５％となる。よって、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値の下限は２５％以上が好ましいが、これに限定する必要はない。 As a result of extensive studies, the present inventors found that by reducing the occupancy ratio of packets having the maximum occupancy ratio in the prior austenite grains, the strain between packets was alleviated and the flatness in the sheet width direction was improved. I found out. In addition, it was found that reducing the occupancy of the packet, which has the maximum occupancy in the prior austenite grains, refines the structure and suppresses the propagation of cracks, thereby improving the work embrittlement resistance of the steel sheet. . Therefore, the average value of the occupancy of the packets having the maximum occupancy within the prior austenite grains is set to 70% or less. It is preferably 60% or less. In addition, the lower limit of the average value of the occupancy ratio of the packet having the maximum occupancy ratio in the prior austenite grains is not particularly limited. The maximum number of packet types is four, and when the four packets are evenly distributed, the packet having the maximum occupation rate in the old austenite grains has a occupancy rate of 25%. Therefore, the lower limit of the average value of the occupancy rate of the packets having the maximum occupancy rate in the prior austenite grains is preferably 25% or more, but it is not necessary to be limited to this.

ここで、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値の測定方法は、以下の通りである。まず、冷延鋼板から、組織観察用の試験片を採取する。次いで、採取した試験片を、圧延方向断面（Ｌ断面）が観察面となるように、コロイダルシリカ振動研磨により研磨する。観察面は鏡面とする。次いで、板厚１／４部（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）に対して電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）測定を実施し、局所結晶方位データを得る。このとき、ＳＥＭ倍率は１０００倍、ステップサイズは０．２μｍ、測定領域は８０μｍ平方、ＷＤは１５ｍｍとする。得られた局所方位データを、ＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ７（ＯＩＭ）を用いて解析し、非特許文献１に記載の方法を用いてＣｌｏｓｅ－ｐａｃｋｅｄ Ｐｌａｎｅ ｇｒｏｕｐ（ＣＰグループ）ごとに色分けした図（ＣＰマップ）を作成する。本発明では、パケットを同じＣＰグループの属している領域と定義する。得られたＣＰマップから最も大きい占有率を有するパケットの面積を求め、旧オーステナイト粒内の全体の面積で除することで旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率が求められる。この解析を隣接する１０個以上の旧オーステナイト粒に対して実施し、その平均の値を、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値とする。 Here, the method for measuring the average value of the occupancy ratio of the packets having the maximum occupancy ratio within the prior austenite grains is as follows. First, a test piece for structure observation is taken from a cold-rolled steel sheet. Next, the sampled test piece is polished by colloidal silica vibration polishing so that the cross section in the rolling direction (L cross section) serves as the observation surface. The observation surface shall be a mirror surface. Next, electron beam backscatter diffraction (EBSD) measurement is performed on 1/4 part of the plate thickness (position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) to obtain local crystal orientation data. At this time, the SEM magnification is 1000 times, the step size is 0.2 μm, the measurement area is 80 μm square, and the WD is 15 mm. The obtained local orientation data is analyzed using OIMAnalysis 7 (OIM), and a diagram (CP map) colored for each Close-packed Plane group (CP group) is created using the method described in Non-Patent Document 1. . In the present invention, a packet is defined as an area belonging to the same CP group. From the obtained CP map, the area of the packet having the largest occupancy is obtained and divided by the total area within the prior austenite grains to obtain the occupancy of the packet having the maximum occupancy within the prior austenite grains. This analysis is performed for 10 or more adjacent prior austenite grains, and the average value is taken as the average value of the occupancy of the packet having the maximum occupancy within the prior austenite grains.

次に、本発明の製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of the present invention will be described.

本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましい。 In the present invention, the method of melting the steel material (steel slab) is not particularly limited, and any known melting method such as a converter or an electric furnace is suitable. Steel slabs (slabs) are preferably produced by continuous casting to prevent macro-segregation.

本発明において、熱間圧延におけるスラブ加熱温度、スラブ均熱保持時間および巻取温度は特に限定されない。鋼スラブを熱間圧延する方法としては、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などが挙げられる。熱間圧延におけるスラブ加熱温度、スラブ均熱保持時間、仕上げ圧延温度および巻取温度は特に限定されないが、スラブ加熱温度の下限は１１００℃以上が好ましい。スラブ加熱温度の上限は１３００℃以下が好ましい。スラブ均熱保持時間の下限は３０ｍｉｎ以上が好ましい。スラブ均熱保持時間の上限は２５０ｍｉｎ以下が好ましい。仕上げ圧延温度の下限はＡｒ３変態点以上が好ましい。また、巻取温度の下限は３５０℃以上が好ましい。また、巻取温度の上限は６５０℃以下が好ましい。In the present invention, the slab heating temperature, slab soaking holding time and coiling temperature in hot rolling are not particularly limited. Methods for hot rolling steel slabs include a method of rolling after heating the slab, a method of directly rolling the slab after continuous casting without heating, and a method of subjecting the slab after continuous casting to heat treatment for a short period of time before rolling. etc. The slab heating temperature, slab soaking holding time, finish rolling temperature and coiling temperature in hot rolling are not particularly limited, but the lower limit of the slab heating temperature is preferably 1100° C. or higher. The upper limit of the slab heating temperature is preferably 1300°C or less. The lower limit of the slab soaking holding time is preferably 30 minutes or more. The upper limit of the slab soaking holding time is preferably 250 minutes or less. The lower limit of the finish rolling temperature is preferably at least the Ar 3 transformation point. Moreover, the lower limit of the winding temperature is preferably 350° C. or higher. Moreover, the upper limit of the winding temperature is preferably 650° C. or less.

このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。また、熱延後酸洗処理板のままで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。 The hot-rolled steel sheet thus produced is pickled. Since pickling can remove oxides from the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion treatability and plating quality in the final high-strength steel sheet. Also, the pickling may be performed once, or may be divided into a plurality of times. Further, the hot-rolled pickling-treated sheet may be cold-rolled, or the cold-rolled sheet may be heat-treated and then cold-rolled.

冷間圧延における圧下率および圧延後の板厚は特に限定しないが、圧下率の下限は３０％以上が好ましい。また、圧下率の上限は８０％以下とすることが好ましい。なお、圧延パスの回数、各パスの圧下率については、特に限定されることなく本発明の効果を得ることができる。 The rolling reduction in cold rolling and the plate thickness after rolling are not particularly limited, but the lower limit of the rolling reduction is preferably 30% or more. Moreover, the upper limit of the rolling reduction is preferably 80% or less. The number of rolling passes and the rolling reduction of each pass are not particularly limited, and the effects of the present invention can be obtained.

上記のようにして得られた冷延鋼板に、焼鈍を行う。焼鈍条件は以下のとおりである。 The cold-rolled steel sheet obtained as described above is annealed. Annealing conditions are as follows.

［焼鈍温度が７５０℃以上９５０℃以下］
焼鈍温度が７５０℃未満の場合、マルテンサイト量が減少し、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、焼鈍温度が９５０℃超えの場合、旧オーステナイト粒径が過剰に増大し、旧オーステナイト粒径が２０μｍ超えとなり、耐加工脆化特性が低下する。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上９５０℃以下とする。焼鈍温度の下限は、好ましくは８００℃以上である。焼鈍温度の上限は、好ましくは９００℃以下である。[The annealing temperature is 750°C or higher and 950°C or lower]
If the annealing temperature is less than 750°C, the amount of martensite decreases and the total amount of ferrite and bainitic ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 950° C., the prior austenite grain size increases excessively, exceeding 20 μm, and the work embrittlement resistance deteriorates. Therefore, the annealing temperature should be 750° C. or higher and 950° C. or lower. The lower limit of the annealing temperature is preferably 800°C or higher. The upper limit of the annealing temperature is preferably 900°C or less.

［焼鈍温度での保持時間が１０秒以上１０００秒以下で焼鈍］
焼鈍温度での保持時間が１０秒未満の場合、マルテンサイト量が減少し、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、焼鈍温度での保持時間が１０００秒超えの場合、旧オーステナイト粒径が過剰に増大し、耐加工脆化特性が低下する。したがって、焼鈍温度での保持時間は１０秒以上１０００秒以下とする。焼鈍温度での保持時間の下限は、好ましくは５０秒以上である。焼鈍温度での保持時間の上限は、好ましくは５００秒以下である。[Annealing at a holding time of 10 seconds or more and 1000 seconds or less at the annealing temperature]
If the holding time at the annealing temperature is less than 10 seconds, the amount of martensite decreases and the total amount of ferrite and bainitic ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, if the holding time at the annealing temperature exceeds 1000 seconds, the grain size of prior austenite excessively increases and the work embrittlement resistance deteriorates. Therefore, the holding time at the annealing temperature should be 10 seconds or more and 1000 seconds or less. The lower limit of the holding time at the annealing temperature is preferably 50 seconds or more. The upper limit of the holding time at the annealing temperature is preferably 500 seconds or less.

［焼鈍中に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計１回以上１５回以下］
本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、焼鈍中での鋼板への曲げ曲げ戻しの付与が旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率に影響することを見出した。焼鈍中に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを行わない場合、マルテンサイト変態の核生成サイトが低減する。そのため、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が７０％を超え、板幅方向の平坦度が悪化し、かつ、耐加工脆化特性が低下する。一方、焼鈍中に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを１６回以上行った場合、鋼板の極限変形能が低下し、耐加工脆化特性が低下する。したがって、焼鈍中に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計１回以上１５回以下行うこととする。好ましくはロール径の半径は６００ｍｍ以下である。好ましくは曲げ曲げ戻しの回数の下限は、合計３回以上である。好ましくは曲げ曲げ戻しの回数の上限は、合計１０回以下である。ロール径の半径の下限は特に限定する必要はないが、５０ｍｍ以上が好ましい。[A total of 1 to 15 times of bending and unbending with a roll with a radius of 800 mm or less during annealing]
As a result of extensive studies, the present inventors have found that the application of bending back to the steel sheet during annealing affects the occupancy rate of the packet having the maximum occupancy rate within the prior austenite grains. If the rolls with a radius of 800 mm or less are not bent back during annealing, the number of nucleation sites for martensitic transformation is reduced. Therefore, the average value of the occupancy ratio of the packets having the maximum occupancy ratio in the prior austenite grains exceeds 70%, the flatness in the sheet width direction is deteriorated, and the work embrittlement resistance is lowered. On the other hand, when bending and unbending is performed 16 times or more with rolls having a radius of 800 mm or less during annealing, the ultimate deformability of the steel sheet is lowered, and the work embrittlement resistance is lowered. Therefore, during annealing, the rolls with a radius of 800 mm or less are bent and unbent 1 time or more and 15 times or less in total. Preferably, the radius of the roll diameter is 600 mm or less. Preferably, the lower limit of the number of times of bending and unbending is 3 times or more in total. Preferably, the upper limit of the number of times of bending and unbending is 10 times or less in total. Although the lower limit of the radius of the roll diameter is not particularly limited, it is preferably 50 mm or more.

なお、曲げ曲げ戻しとは、公知の方法により、ロールで一方向に曲げた後、逆方向に前記曲げた量だけ曲げ戻す処理を言う。曲げ曲げ戻しの回数は、曲げ－曲げ戻しで１回ではなく、曲げで１回、曲げ戻しで１回と数える。 In addition, the bending and unbending refers to a process of bending in one direction with a roll by a known method and then bending back in the opposite direction by the amount of bending. The number of bending and unbending is counted as one bending and one unbending, instead of one bending-bending and unbending.

［７００℃～６００℃の温度範囲での平均冷却速度が２０℃／ｓ以上］
本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、７００℃～６００℃の温度範囲での平均冷却速度が旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率に影響することを見出した。７００℃～６００℃の温度範囲での平均冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合、焼鈍中の鋼板への曲げ曲げ戻しの付与の影響が減少し、マルテンサイト変態の核生成サイトが低減する。そのため、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が７０％を超え、板幅方向の平坦度が悪化し、かつ、耐加工脆化特性が低下する。したがって、７５０℃～６００℃の平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。好ましくは３０℃／ｓ以上である。上限は特に限定する必要はないが、１００℃／ｓ以下が好ましい。[Average cooling rate of 20°C/s or more in the temperature range of 700°C to 600°C]
As a result of extensive studies, the inventors of the present invention found that the average cooling rate in the temperature range of 700° C. to 600° C. affects the occupancy rate of packets having the maximum occupancy rate in prior austenite grains. If the average cooling rate in the temperature range of 700° C. to 600° C. is less than 20° C./s, the effect of applying bending back to the steel sheet during annealing is reduced, and nucleation sites for martensitic transformation are reduced. Therefore, the average value of the occupancy ratio of the packets having the maximum occupancy ratio in the prior austenite grains exceeds 70%, the flatness in the sheet width direction is deteriorated, and the work embrittlement resistance is lowered. Therefore, the average cooling rate from 750°C to 600°C should be 20°C/s or more. It is preferably 30° C./s or more. The upper limit is not particularly limited, but is preferably 100° C./s or less.

［４９９℃～Ｍｓの温度範囲での平均冷却速度が２０℃／ｓ以上］
４９９℃～Ｍｓの温度範囲での平均冷却速度は、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計面積分率に影響する。４９９℃～Ｍｓの温度範囲での平均冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、４９９℃～Ｍｓの温度範囲での平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。好ましくは２５℃／ｓ以上である。上限は特に限定する必要はないが、１００℃／ｓ以下が好ましい。[Average cooling rate of 20°C/s or more in the temperature range of 499°C to Ms]
The average cooling rate in the temperature range from 499° C. to Ms affects the total area fraction of ferrite content and bainitic ferrite content. If the average cooling rate in the temperature range of 499° C. to Ms is less than 20° C./s, the total amount of ferrite and bainitic ferrite increases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. Therefore, the average cooling rate in the temperature range from 499° C. to Ms should be 20° C./s or more. It is preferably 25° C./s or more. The upper limit is not particularly limited, but is preferably 100° C./s or less.

なお、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）は以下の（１）式にて規定する。
Ｍｓ＝５１９－４７４×［％Ｃ］－３０．４×［％Ｍｎ］－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・・（１）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、[％Ｎｉ]はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量（質量％）を表し、含まない場合は０とする。The martensitic transformation start temperature Ms (°C) is defined by the following formula (1).
Ms=519−474×[%C]−30.4×[%Mn]−12.1×[%Cr]−7.5×[%Mo]−17.7×[%Ni] (1)
Here, [%C], [%Mn], [%Cr], [%Mo], and [%Ni] represent the contents (% by mass) of C, Mn, Cr, Mo, and Ni, respectively, and do not include 0 if

［４９９℃～Ｍｓの温度範囲で半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計１回以上１５回以下］
本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、４９９℃～Ｍｓの温度範囲での鋼板への曲げ曲げ戻しの付与が旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率に影響することを見出した。４９９℃～Ｍｓの温度範囲に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを行わない場合、マルテンサイトの核生成サイトが低減する。そのため、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が７０％を超え、板幅方向の平坦度が悪化し、かつ、耐加工脆化特性が低下する。一方、４９９℃～Ｍｓの温度範囲に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを１６回以上行った場合、鋼板の極限変形能を低下し、耐加工脆化特性が低下する。したがって、４９９℃～Ｍｓの温度範囲に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計１回以上１５回以下行うこととする。好ましくはロール径の半径は６００ｍｍ以下である。好ましくは曲げ曲げ戻しの回数の下限は、合計３回以上である。好ましくは曲げ曲げ戻しの回数の下限は、合計１０回以下である。ロール径の半径の下限は特に限定する必要はないが、５０ｍｍ以上が好ましい。[A roll with a radius of 800 mm or less in a temperature range of 499 ° C. to Ms, and a total of 1 or more times and 15 times or less]
As a result of extensive studies, the present inventors found that the application of bending back to the steel sheet in the temperature range of 499 ° C. to Ms affects the occupancy rate of the packet having the maximum occupancy rate in the prior austenite grains. rice field. In the temperature range of 499° C. to Ms, the number of martensite nucleation sites is reduced when the rolls having a radius of 800 mm or less are not bent and unbent. Therefore, the average value of the occupancy ratio of the packets having the maximum occupancy ratio in the prior austenite grains exceeds 70%, the flatness in the sheet width direction is deteriorated, and the work embrittlement resistance is lowered. On the other hand, when bending and unbending is performed 16 times or more in the temperature range of 499° C. to Ms with a roll having a radius of 800 mm or less, the ultimate deformability of the steel sheet is lowered and the work embrittlement resistance is lowered. Therefore, bending and unbending is performed a total of 1 time or more and 15 times or less with a roll having a radius of 800 mm or less in the temperature range of 499° C. to Ms. Preferably, the radius of the roll diameter is 600 mm or less. Preferably, the lower limit of the number of times of bending and unbending is 3 times or more in total. Preferably, the lower limit of the number of times of bending and unbending is 10 times or less in total. Although the lower limit of the radius of the roll diameter is not particularly limited, it is preferably 50 mm or more.

［Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａの温度範囲での平均冷却速度が１５０℃／ｓ以下］
本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａの温度範囲での平均冷却速度が旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率に影響することを見出した。Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａの温度範囲での平均冷却速度が１５０℃／ｓ超えの場合、マルテンサイト変態速度が速いことに起因して1つのパケットが成長しやすいため、旧
オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が７０％を超え、板幅方向の平坦度が悪化し、かつ、耐加工脆化特性が低下する。したがって、Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａの温度範囲での平均冷却速度は１５０℃／ｓ以下とする。好ましくは１２０℃／ｓ以下である。下限は特に限定する必要はないが、５℃／ｓ以上が好ましい。[Average cooling rate in the temperature range from Ms to cooling stop temperature Ta is 150 ° C./s or less]
As a result of extensive studies, the inventors of the present invention have found that the average cooling rate in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta affects the occupancy rate of packets having the maximum occupancy rate in the prior austenite grains. When the average cooling rate in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta exceeds 150 ° C./s, one packet tends to grow due to the fast martensite transformation rate, so the maximum occupation in the prior austenite grains The average value of the occupancy of the packets having the ratio exceeds 70%, the flatness in the sheet width direction is deteriorated, and the work embrittlement resistance is deteriorated. Therefore, the average cooling rate in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta should be 150° C./s or less. It is preferably 120° C./s or less. The lower limit is not particularly limited, but is preferably 5° C./s or more.

［Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａ温度範囲での鋼板に付与される張力が５ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下］
本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａ温度範囲での鋼板への張力の付与が旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率に影響することを見出した。Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａ温度範囲での鋼板に付与される張力が５ＭＰａ未満の場合、マルテンサイトの核生成サイトが低減する。そのため、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が７０％を超え、板幅方向の平坦度が悪化し、かつ、耐加工脆化特性が低下する。一方、Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａ温度範囲での鋼板に付与される張力が１００ＭＰａ超えの場合、鋼板の極限変形能を低下し、耐加工脆化特性が低下する。したがって、Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａ温度範囲での鋼板に付与される張力は５ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下とする。Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａ温度範囲での鋼板に付与される張力の下限は、好ましくは６ＭＰａ以上である。Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａ温度範囲での鋼板に付与される張力の上限は、好ましくは５０ＭＰａ以下である。なお、張力の付与は公知の方法で行う。一例として、炉内のロールのロール速度を制御することによって張力を付与する方式を行っても良い。[The tension applied to the steel sheet in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta is 5 MPa or more and 100 MPa or less]
As a result of extensive studies, the inventors of the present invention found that the application of tension to the steel sheet in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta affects the occupancy rate of the packet having the maximum occupancy rate in the prior austenite grains. . When the tension applied to the steel sheet in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta is less than 5 MPa, the number of martensite nucleation sites is reduced. Therefore, the average value of the occupancy ratio of the packets having the maximum occupancy ratio in the prior austenite grains exceeds 70%, the flatness in the sheet width direction is deteriorated, and the work embrittlement resistance is lowered. On the other hand, when the tension applied to the steel sheet in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta exceeds 100 MPa, the ultimate deformability of the steel sheet is lowered, and the work embrittlement resistance is lowered. Therefore, the tension applied to the steel sheet in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta should be 5 MPa or more and 100 MPa or less. The lower limit of the tension applied to the steel sheet in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta is preferably 6 MPa or more. The upper limit of the tension applied to the steel sheet in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta is preferably 50 MPa or less. In addition, application of tension is performed by a known method. As an example, a method of applying tension by controlling the roll speed of the rolls in the furnace may be performed.

なお、上記曲げ曲げ戻し工程は、マルテンサイト変態開始箇所である核生成サイトの数を増加させる一方、上記張力を付与する工程は、マルテンサイト変態自体を促進させる点で得られる効果が異なる。 The bending and bending back step increases the number of nucleation sites that are martensitic transformation starting sites, while the tension applying step promotes the martensitic transformation itself.

［冷却停止温度Ｔａが１００℃以上（Ｍｓ－８０℃）以下］
冷却停止温度Ｔａが１００℃未満の場合、残留オーステナイト量が減少し、曲げ性が低下する。一方、冷却停止温度Ｔａが（Ｍｓ－８０℃）超えの場合、残留オーステナイト量が過度に増加し、旧オーステナイト粒径が過剰に増大し、耐加工脆化特性が低下する。したがって、冷却停止温度Ｔａは１００℃以上（Ｍｓ－８０℃）以下とする。冷却停止温度Ｔａの下限は、好ましくは１２０℃以上である。冷却停止温度Ｔａの上限は、好ましくは（Ｍｓ－１００℃）以下である。[Cooling stop temperature Ta is 100° C. or higher (Ms-80° C.) or lower]
If the cooling stop temperature Ta is less than 100° C., the amount of retained austenite decreases and the bendability deteriorates. On the other hand, when the cooling stop temperature Ta exceeds (Ms−80° C.), the amount of retained austenite excessively increases, the grain size of prior austenite excessively increases, and the work embrittlement resistance deteriorates. Therefore, the cooling stop temperature Ta should be 100° C. or higher (Ms−80° C.) or lower. The lower limit of the cooling stop temperature Ta is preferably 120° C. or higher. The upper limit of the cooling stop temperature Ta is preferably (Ms−100° C.) or less.

［焼戻温度がＴａ以上４５０℃以下］
上記冷却停止温度Ｔａにて冷却停止後、そのままの温度で保持を行うか、再加熱し４５０℃以下の温度で保持を行い、残留オーステナイトを安定化する。焼戻温度がＴａ未満の場合、所定の残留オーステナイトが得られないため、曲げ性が低下する。焼戻温度が４５０℃超の場合、マルテンサイトの焼戻が過度に進行し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、焼戻温度はＴａ以上４５０℃以下とする。焼戻温度の下限は、好ましくは(Ｔａ＋１０℃)以上である。焼戻温度の上限は、好ましくは４２０℃以下である。[Tempering temperature is Ta or higher and 450°C or lower]
After cooling is stopped at the cooling stop temperature Ta, the temperature is maintained as it is, or the temperature is reheated and maintained at a temperature of 450° C. or less to stabilize the retained austenite. If the tempering temperature is lower than Ta, a predetermined amount of retained austenite cannot be obtained, resulting in deterioration of bendability. If the tempering temperature exceeds 450° C., martensite is excessively tempered, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. Therefore, the tempering temperature is Ta or higher and 450° C. or lower. The lower limit of tempering temperature is preferably (Ta+10° C.) or higher. The upper limit of the tempering temperature is preferably 420°C or less.

［焼戻温度での保持時間が１０秒以上１０００秒以下］
焼戻温度での保持時間が１０秒未満の場合、オーステナイトの安定化が不十分となり、所定の残留オーステナイトが得られないため、曲げ性が低下する。焼戻温度での保持時間が１０００秒超の場合、マルテンサイトの焼戻が過度に進行し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、焼戻温度での保持時間は１０秒以上１０００秒以下とする。焼戻温度での保持時間の下限は、好ましくは５０秒以上である。焼戻温度での保持時間の上限は、好ましくは８００秒以下である。[Holding time at tempering temperature is 10 seconds or more and 1000 seconds or less]
If the holding time at the tempering temperature is less than 10 seconds, the austenite is not sufficiently stabilized, and a predetermined amount of retained austenite cannot be obtained, resulting in poor bendability. If the holding time at the tempering temperature exceeds 1000 seconds, the tempering of martensite proceeds excessively, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. Therefore, the holding time at the tempering temperature should be 10 seconds or more and 1000 seconds or less. The lower limit of the holding time at the tempering temperature is preferably 50 seconds or longer. The upper limit of the holding time at the tempering temperature is preferably 800 seconds or less.

焼戻後の冷却は、特に規定する必要がなく、任意の方法により所望の温度に冷却してよい。なお、上記所望の温度は、室温程度が望ましい。 Cooling after tempering does not have to be specified, and it may be cooled to a desired temperature by any method. It should be noted that the desired temperature is desirably about room temperature.

また、上記の高強度鋼板に０．１０％以上５．００％以下の相当塑性歪量となる条件で加工を施してもよい。また、加工後に再度１００℃以上４００℃以下となる条件で再加熱を施してもよい。 Further, the above high-strength steel sheet may be processed under the condition that the equivalent plastic strain amount is 0.10% or more and 5.00% or less. Further, after processing, reheating may be performed under the condition of 100° C. or more and 400° C. or less.

なお、高強度鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。 When high-strength steel sheets are traded, they are usually traded after being cooled to room temperature.

焼鈍中または焼鈍後に、高強度鋼板にめっき処理を施してもよい。 The high-strength steel sheet may be plated during or after annealing.

焼鈍中のめっき処理として例えば、焼鈍後７００℃～６００℃の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上の条件にて冷却中又は冷却後に溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍後のめっき処理として例えば、焼戻し後にＺｎ－Ｎｉ電気合金めっき処理、または、純Ｚｎ電気めっき処理を例示できる。電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記のめっき処理では、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。 Examples of plating treatment during annealing include hot-dip galvanizing treatment during or after cooling at an average cooling rate of 20°C/s or more at 700°C to 600°C after annealing, and alloying treatment after hot-dip galvanizing. can. As the plating treatment after annealing, for example, Zn—Ni electro-alloy plating treatment after tempering or pure Zn electroplating treatment can be exemplified. A plating layer may be formed by electroplating, or hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be applied. In addition, in the above-mentioned plating treatment, the case of zinc plating was mainly explained, but the type of plating metal such as Zn plating and Al plating is not particularly limited. Other manufacturing method conditions are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, a series of treatments such as the above annealing, hot-dip galvanizing, galvanizing treatment, etc. Line). After hot-dip galvanization, wiping is possible in order to adjust the basis weight of the plating. In addition, the conditions of plating etc. other than the above-mentioned conditions can be based on the usual method of hot-dip galvanization.

焼鈍後のめっき処理後に再度０．１０％以上５．００以下の相当塑性歪量となる条件で加工を施してもよい。また、加工後に再度１００℃以上４００℃以下となる条件で再加熱を施してもよい。 After plating after annealing, processing may be performed again under the condition that the equivalent plastic strain amount is 0.10% or more and 5.00 or less. Further, after processing, reheating may be performed under the condition of 100° C. or more and 400° C. or less.

表１、２に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。次いで、得られたスラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施し、表３、４に示す焼鈍処理を施し、板厚が０．６～２．２ｍｍである高強度冷延鋼板を得た。焼鈍中の曲げ曲げ戻しについては、半径３００ｍｍのロールを用い、４９９℃～Ｍｓの温度範囲の曲げ曲げ戻しについては、半径３００ｍｍのロールを用いた。なお、一部の鋼板については焼鈍中または焼鈍後めっき処理を施して製造している。 A steel having the chemical composition shown in Tables 1 and 2, with the balance being Fe and unavoidable impurities, was melted in a converter and made into a slab by a continuous casting method. Next, the obtained slab was heated, hot rolled, pickled, cold rolled, and annealed as shown in Tables 3 and 4 to a thickness of 0.6 to 2.2 mm. A high-strength cold-rolled steel sheet was obtained. A roll with a radius of 300 mm was used for bending and unbending during annealing, and a roll with a radius of 300 mm was used for bending and unbending in the temperature range of 499° C. to Ms. Some of the steel sheets are manufactured by plating during or after annealing.

以上のようにして得られた高強度冷延鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、曲げ性、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性を評価した。 Using the high-strength cold-rolled steel sheets obtained as described above as test steels, tensile properties, bendability, flatness in the sheet width direction, and resistance to work embrittlement were evaluated according to the following test methods.

Figure 0007323096000001
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Figure 0007323096000002
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Figure 0007323096000003
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Figure 0007323096000004
Figure 0007323096000004

（組織観察）
前述した方法にしたがって、マルテンサイト量、残留オーステナイト量、フェライト量、ベイニティックフェライト量の合計および旧オーステナイト平均結晶粒径を求めた。(Organization observation)
According to the method described above, the total amount of martensite, retained austenite, ferrite and bainitic ferrite, and the average grain size of prior austenite were determined.

（旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率）
前述した方法にしたがって、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値を求めた。(Occupancy of packet with maximum occupancy in prior austenite grains)
According to the method described above, the average value of the occupancy of the packet having the maximum occupancy within the prior austenite grains was obtained.

（引張試験）
引張試験は、圧延方向と垂直方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って試験した。クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／秒の条件で引張試験を行い、ＴＳを測定した。なお、本発明では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上を合格と判断した。(Tensile test)
For the tensile test, a JIS No. 5 test piece (gauge length: 50 mm, width of parallel part: 25 mm) was sampled so that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the rolling direction, and the test was performed according to JIS Z 2241. A tensile test was performed at a crosshead speed of 1.67×10 −1 mm/sec to measure TS. In addition, in the present invention, TS of 1180 MPa or more was judged to be acceptable.

（曲げ性）
曲げ性は、３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８のＶブロック法に従って試験を行い、曲げ稜線部に亀裂が発生しない最小曲げ半径Ｒを測定した。なお、曲げ方向は試験片長手方向である。最小曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値をＲ／ｔとした。Ｒ／ｔが６．０以下となる場合を曲げ性に優れると判断した。ここで、亀裂発生有無は、曲げ頂点の稜線部をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）を用いて、４０倍の倍率で測定することにより評価した。(bendability)
Bendability was measured by taking a 30 mm×100 mm test piece and testing it according to the V-block method of JIS Z 2248, and measuring the minimum bending radius R at which cracks do not occur at the bending ridge. The bending direction is the longitudinal direction of the test piece. A value obtained by dividing the minimum bending radius (R) by the plate thickness (t) was defined as R/t. A case where R/t was 6.0 or less was judged to be excellent in bendability. Here, the presence or absence of crack generation was evaluated by measuring the ridgeline portion of the bending apex with a digital microscope (RH-2000: manufactured by Hylox Co., Ltd.) at a magnification of 40 times.

（板幅方向の平坦度）
上記のようにして得た各種冷延鋼板について、板幅方向の平坦度を図２に記載の方法で測定した。具体的には、コイルから圧延方向に５００ｍｍ長さとなる板（コイル幅×５００ｍｍＬ×板厚）を切り出し、端面の反りが上向きになるように定盤上に設置し、触針が測定物上を移動する接触式変位計を用いて鋼板の高さを連続的に幅方向の全体に亘って測定した。その結果をもとに図２に示す方法に沿って、鋼板の形状の平坦さを示す指標である急峻度を測定した。急峻度が０．０２超えのものを「×」、急峻度が０．０１超え０．０２以下のものを「○」、急峻度が０．０１以下のものを「◎」と評価し、急峻度が０．０２以下のものを「板幅方向の平坦度に優れる」と判断した。(flatness in sheet width direction)
For the various cold-rolled steel sheets obtained as described above, the flatness in the sheet width direction was measured by the method shown in FIG. Specifically, a plate (coil width x 500 mmL x plate thickness) with a length of 500 mm in the rolling direction is cut out from the coil, placed on the surface plate so that the warp of the end face faces upward, and the stylus is placed on the object to be measured. The height of the steel plate was continuously measured over the entire width direction using a moving contact-type displacement gauge. Based on the results, the steepness, which is an index showing the flatness of the shape of the steel sheet, was measured according to the method shown in FIG. A steepness exceeding 0.02 was evaluated as "x", a steepness exceeding 0.01 and 0.02 or less was evaluated as "○", and a steepness of 0.01 or less was evaluated as "◎". A flatness of 0.02 or less was judged to be "excellent in flatness in the plate width direction".

（耐加工脆化特性）
耐加工脆化特性はシャルピー試験により評価した。シャルピー試験片は、鋼板を複数枚重ね合わせてボルトで締結し、鋼板間に隙間が無いことを確認した上で、深さ２ｍｍのＶノッチ付き試験片を作製した。重ね合わせる鋼板の枚数は、積層後の試験片厚さが１０ｍｍに最も近づくように設定した。例えば、板厚が１．２ｍｍの場合は８枚積層し、試験片厚さが９．６ｍｍとなる。積層シャルピー試験片は、板幅方向を長手として採取した。耐加工脆化特性を示す指標として、製造まま（未加工）の鋼板と１０％圧延を施した鋼板における室温での衝撃吸収エネルギーの比ｖＥ０％／ｖＥ１０％を測定した。ｖＥ０％／ｖＥ１０％が０．６未満のものを「×」、ｖＥ０％／ｖＥ１０％が０．６以上０．７未満のものを「○」、ｖＥ０％／ｖＥ１０％が０．７以上のものを「◎」と評価し、ｖＥ０％／ｖＥ１０％が０．６以上のものを「耐加工脆化特性に優れる」と判断した。なお、上記以外の条件は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に従った。(Processing embrittlement resistance)
The work embrittlement resistance was evaluated by the Charpy test. For the Charpy test piece, a plurality of steel plates were superimposed and fastened with bolts, and after confirming that there was no gap between the steel plates, a test piece with a V-notch having a depth of 2 mm was produced. The number of steel sheets to be laminated was set so that the thickness of the test piece after lamination was closest to 10 mm. For example, when the plate thickness is 1.2 mm, 8 sheets are laminated and the thickness of the test piece becomes 9.6 mm. A laminated Charpy test piece was taken with the sheet width direction as the longitudinal side. As an index showing the resistance to work embrittlement, the ratio vE 0% /vE 10% of impact absorption energy at room temperature between the as-manufactured (unworked) steel sheet and the steel sheet subjected to 10% rolling was measured. "X" for vE 0% / vE 10% less than 0.6, "○" for vE 0% / vE 10% of 0.6 or more and less than 0.7, vE 0% / vE 10% Those having a vE 0% /vE 10% ratio of 0.7 or more were evaluated as "excellent", and those having a vE 0% /vE 10% ratio of 0.6 or more were judged to be "excellent in work embrittlement resistance". Conditions other than the above conformed to JIS Z 2242:2018.

結果を表５～７にまとめた。表５～７に示すように、本発明例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、かつ、曲げ性、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に優れている。一方、比較例では、ＴＳ、曲げ性、板幅方向の平坦度、または、耐加工脆化特性のいずれか一つ以上が劣っている。 The results are summarized in Tables 5-7. As shown in Tables 5 to 7, the inventive examples have a TS of 1180 MPa or more, and are excellent in bendability, plate width direction flatness, and work embrittlement resistance. On the other hand, the comparative examples are inferior in one or more of TS, bendability, flatness in the sheet width direction, and work embrittlement resistance.

Figure 0007323096000005
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Figure 0007323096000006
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Figure 0007323096000007
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Claims (5)

質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：１．５０％以上５．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、および、
Ｏ：０．０１００％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
板厚１／４位置において、
マルテンサイト量が面積分率で８０％以上、
残留オーステナイト量が体積分率で３％以上１５％以下であり、
フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が面積分率で１０％以下であり、旧オーステナイト平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が面積分率で７０％以下である、高強度鋼板。in % by mass,
C: 0.030% or more and 0.500% or less,
Si: 0.50% or more and 2.50% or less,
Mn: 1.50% or more and 5.00% or less,
P: 0.100% or less,
S: 0.0200% or less,
Al: 1.000% or less,
N: 0.0100% or less, and
A component composition containing O: 0.0100% or less, the balance being Fe and inevitable impurities,
At the plate thickness 1/4 position,
The amount of martensite is 80% or more in area fraction,
The amount of retained austenite is 3% or more and 15% or less in volume fraction,
The total area fraction of ferrite and bainitic ferrite is 10% or less, the average prior austenite grain size is 20 μm or less,
A high-strength steel sheet, wherein the average value of the occupancy of packets having the maximum occupancy in prior austenite grains is 70% or less in terms of area fraction. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。The component composition is further, in mass %,
Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less,
V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less,
W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less,
Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less,
Co: 0.010% or less, Ni: 1.00% or less,
Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less,
Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less,
Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less,
Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less,
Hf: 0.10% or less, Bi: 0.200% or less,
The high-strength steel sheet according to claim 1, containing at least one element selected from 鋼板表面にめっき層を有する、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。 The high-strength steel sheet according to claim 1 or 2, which has a plating layer on the surface of the steel sheet. 請求項１又は２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼に、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し作製した冷延板を、
焼鈍温度が７５０℃以上９５０℃以下、
前記焼鈍温度での保持時間が１０秒以上１０００秒以下の条件で加熱して焼鈍し、
前記焼鈍中に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計１回以上１５回以下となる加工を施し、
７００℃～６００℃の温度範囲での平均冷却速度が２０℃／ｓ以上、
４９９℃～Ｍｓの温度範囲での平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却し、
前記４９９℃～Ｍｓの温度範囲に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計１回以上１５回以下となる加工を施し、
Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａの温度範囲での平均冷却速度が１５０℃／ｓ以下で冷却し、
前記Ｍｓ～冷却停止温度Ｔａの温度範囲での鋼板に付与される張力を５ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下とし、
前記冷却停止温度Ｔａが１００℃以上（Ｍｓ－８０℃）以下であり、なお、Ｍｓは式（１）にて規定するマルテンサイト変態開始温度（℃）であり、
焼戻温度がＴａ以上４５０℃以下、
前記焼戻温度での保持時間が１０秒以上１０００秒以下で焼き戻す、高強度鋼板の製造方法。
Ｍｓ＝５１９－４７４×［％Ｃ］－３０．４×［％Ｍｎ］－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・・（１）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、[％Ｎｉ]はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量（質量％）を表し、含まない場合は０とする。A method for manufacturing a high-strength steel sheet according to claim 1 or 2,
A cold-rolled sheet produced by hot-rolling, pickling and cold-rolling the steel having the above composition,
Annealing temperature is 750°C or higher and 950°C or lower,
Annealing by heating under the condition that the holding time at the annealing temperature is 10 seconds or more and 1000 seconds or less,
During the annealing, a roll with a radius of 800 mm or less is used to bend and return 1 time or more and 15 times or less in total,
an average cooling rate of 20°C/s or more in the temperature range of 700°C to 600°C;
Cooling at an average cooling rate of 20 ° C./s or more in the temperature range of 499 ° C. to Ms,
In the temperature range of 499 ° C. to Ms, a roll with a radius of 800 mm or less is subjected to bending and unbending a total of 1 to 15 times,
Cooling at an average cooling rate of 150 ° C./s or less in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta,
The tension applied to the steel sheet in the temperature range from Ms to the cooling stop temperature Ta is set to 5 MPa or more and 100 MPa or less,
The cooling stop temperature Ta is 100° C. or higher (Ms−80° C.) or lower, where Ms is the martensitic transformation start temperature (° C.) defined by formula (1),
Tempering temperature is Ta or higher and 450°C or lower,
A method for producing a high-strength steel sheet, wherein the holding time at the tempering temperature is 10 seconds or more and 1000 seconds or less.
Ms=519−474×[%C]−30.4×[%Mn]−12.1×[%Cr]−7.5×[%Mo]−17.7×[%Ni] (1)
Here, [%C], [%Mn], [%Cr], [%Mo], and [%Ni] represent the contents (% by mass) of C, Mn, Cr, Mo, and Ni, respectively, and do not include 0 if めっき処理を施す、請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。 The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 4, wherein plating is applied.
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