JPWO2017115748A1 - 高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法 - Google Patents

高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

引張強さが９８０ＭＰａ以上の曲げ加工性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法を提供する。特定の成分組成を有し、表面から板厚方向に１００μｍ以内の領域におけるＭｎ偏析度が１．５以下であり、表面から板厚方向に１００μｍ以内の領域における、鋼板の板面と平行な面で、粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物が１００ｍｍ２当たり１０００個以下であり、粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物の全個数のうち、アルミナ含有率：５０質量％以上であり、シリカ含有率：２０質量％以下であり、カルシア含有率：４０質量％以下である組成を有するものの個数比率が８０％以上であり、特定の金属組織であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板とする。

Description

本発明は、自動車部品等の素材として好ましく用いられ、曲げ性に優れる高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法に関するものである。
近年、地球環境の保護意識の高まりから、自動車のＣＯ２排出量削減に向けた燃費改善が強く求められている。これに伴い、自動車部品の素材である鋼板を高強度化して、部品の薄肉化を図り、車体を軽量化しようとする動きが活発となってきている。一方、高強度鋼板は軟質鋼板と比較して加工性が劣るため、プレス成形など成形加工が困難である。特に引張強さが９８０ＭＰａ級以上の鋼板では、曲げ加工モード主体のフォーム成形で加工されることが多いため、成形性の中でも、曲げ加工性が重視される。
高強度鋼板の曲げ加工性の改善手段については、従来、種々の検討が行われてきた。例えば、特許文献１には、凝固組織の不均質性を改善して鋼板表層の硬度分布を均質化させることで、フェライトとマルテンサイトを含む組織でありながら、曲げ性を向上する技術が開示されている。また、特許文献１に記載の技術では、鋳型内電磁攪拌装置等を用いて、スラブを鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速を速くして溶鋼の流動により凝固過程にあるスラブ表層の溶鋼を攪拌することによって、デンドライトのアーム間に介在物や欠陥がトラップされにくくし、鋳造時にスラブ表層近傍に不均質な凝固組織が発達することを妨げ、これら凝固組織の不均質性に起因した冷延−焼鈍後の鋼板表層の組織の不均一な変動と、これに起因した曲げ性の劣化を低減している。
また、介在物の量や形状を制御して、鋼板の材料特性を改善する技術としては、例えば特許文献２や３の技術がある。
特許文献２には、伸びフランジ性の向上を目的として、金属組織ならびに介在物量を制限した高強度冷延鋼板が開示されている。特許文献２では、硬さ３８０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子が、該焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２．３個以下であり、全組織中に存在する、アスペクト比２．０以上の介在物が、１ｍｍ２当たり２００個以下である伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板が提案されている。
また、特許文献３には、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計が０．００１〜０．０４％であり、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０である化学成分を有する、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板が提案されている。特許文献３では、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸により生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓが析出し、圧延時にもこの析出したＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの変形が起こり難いため、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳが著しく減少し、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これらのＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難くなることが開示されている。また、特許文献３には、酸可溶Ａｌ濃度に応じたＣｅ、Ｌａ濃度とすることにより、Ａｌ脱酸で生成したＡｌ２Ｏ３系介在物について、添加したＣｅ、Ｌａが還元分解して微細な介在物を形成し、アルミナ系酸化物がクラスター化して粗大とならないことが開示されている。
特開２０１１−１１１６７０号公報 特開２００９−２１５５７１号公報 特開２００９−２９９１３７号公報
しかしながら、特許文献１に記載される技術では、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１５ｃｍ／秒以上となる条件で鋳造するため、非金属介在物が残存しやすく、当該介在物起因の曲げ割れを抑制できていないといった課題がある。即ち、曲げ加工性が良好でないという課題がある。なお、鋳型メニスカス近傍とは、溶鋼を鋳造する際に、スラブ表面からスラブ中心に向かってデンドライト組織が形成される程度に近傍であることを意味する。
また、特許文献２に記載される技術は、ＭｎＳ介在物等の形態を制御して伸びフランジ性を改善するものであるが、曲げ加工性に大きく影響する酸化物系介在物の制御に関する示唆を与えるものではない。したがって、特許文献２に記載の技術では曲げ加工性改善が十分とまではいえない。
また、特許文献３に記載される技術は、曲げ加工性向上に必ずしも有効でない。また、Ｃｅ、Ｌａといった特殊元素の添加が必要であるため、製造コストが著しく上昇する。
本発明は、かかる事情に鑑み、引張強さが９８０ＭＰａ以上の曲げ加工性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために、高強度鋼板の曲げ加工性支配因子について研究した。その結果、加工時の割れの起点は鋼板表面から１００μｍ以内に存在する粒子長径が５μｍ以上の酸化物系介在物であることを見出した。そして、優れた曲げ加工性を確保するには、当該介在物数を観察面積１００ｍｍ２（１ｃｍ２）当たり１０００個以下（１０個以下／ｍｍ２）とすることが有効であること、また、曲げ加工の際に発生する微小割れの進展には、鋼の成分組成、鋼板表面から１００μｍ以内の領域である鋼板表層のＭｎ偏析度、ならびに熱処理によって決定される鋼板の金属組織が影響することを明らかとした。また、９８０ＭＰａ以上の曲げ加工性に優れた高強度鋼板とする上での、鋼板の化学成分（成分組成）、金属組織についても適正範囲を明らかとし、本発明を完成させた。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０７〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０〜２．５％、Ｍｎ：１．８〜３．７％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎ：０．０００６〜０．００５５％、Ｏ：０．０００８〜０．００２５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、表面から板厚方向に１００μｍ以内の領域におけるＭｎ偏析度が１．５以下であり、表面から板厚方向に１００μｍ以内の領域における、鋼板の板面と平行な面で、粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物が１００ｍｍ２当たり１０００個以下であり、粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物の全個数のうち、アルミナ含有率：５０質量％以上であり、シリカ含有率：２０質量％以下であり、カルシア含有率：４０質量％以下である組成を有するものの個数比率が８０％以上であり、金属組織が、体積率で、マルテンサイト相及びベイナイト相の合計：２５〜１００％、フェライト相：７５％未満（０％含む）、オーステナイト相：１５％未満（０％含む）を含み、引張強さが９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
［２］前記成分組成において、Ｓｉ（質量％）／Ｍｎ（質量％）が０．２０以上１．００以下である［２］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％を含有する［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｚｒ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有する［１］〜［３］のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％の１種または２種以上を含有する［１］〜［４］のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
［６］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有する［１］〜［５］のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
［７］さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００５〜０．０５％を含有する［１］〜［６］のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
［８］さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種を合計で０．０００２％以上０．０１％以下含有する［１］〜［７］のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
［９］［１］〜［８］のいずれか１項に記載の高強度鋼板と、該高強度鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板。
［１０］［１］〜［８］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、ＲＨ真空脱ガス装置での還流時間を９００ｓ以上とし、精錬終了後、連続鋳造するにあたり、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１．２ｍ／分以下となる条件で鋳造し、該鋳造で得られた鋼素材を、直接又は一旦冷却した後１２２０℃以上１３００℃以下に加熱し、粗圧延の１パス目の圧下量を１０％以上とし、仕上げ圧延の1パス目の圧下量を２０％以上とし、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延終了温度で熱間圧延を完了し、４００℃以上５５０℃未満の温度域にて巻き取り熱延板とし、該熱延板を酸洗後、圧延率：４０％以上で冷間圧延して冷延板とし、該冷延板を加熱温度：８００〜８８０℃の条件で加熱し、次いで５５０〜７５０℃の急冷開始温度まで冷却し、前記加熱及び冷却における８００〜８８０℃の温度域での滞留時間：１０ｓｅｃ以上とし、該急冷開始温度から急冷停止温度までの平均冷却速度：１５℃／ｓｅｃ以上として、３５０℃以下の急冷停止温度まで冷却し、次いで１５０〜４５０℃の温度域の滞留時間：１００〜１０００ｓｅｃの条件で保持する高強度鋼板の製造方法。
［１１］［１０］に記載の方法で得られた高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層を施す高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、鋼板表層（鋼板表面から１００μｍ以内の領域）の介在物個数を低減するとともに、その介在物組成を適正範囲内に制御すること、ならびに、鋼板表層のＭｎ偏析度を小さくすることで、自動車の構造部材等の自動車部品用素材に好適な、曲げ性（曲げ加工性）に優れる高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
本発明の又は本発明の製造方法で製造した高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板を用いれば、自動車の衝突安全性の向上が図られるとともに、自動車部品の軽量化による燃費改善も図れる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜高強度鋼板＞
先ず、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。
本発明の高強度鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０〜２．５％、Ｍｎ：１．８〜３．７％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎ：０．０００６〜０．００５５％、Ｏ：０．０００８〜０．００２５％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％を含有してもよい。
また、上記成分組成は、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｚｒ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有してもよい。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％の１種または２種以上を含有してもよい。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有してもよい。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００５〜０．０５％を含有してもよい。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種を合計で０．０００２％以上０．０１％以下を含有してもよい。
以下、各成分について具体的に説明する。以下の説明において成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０７〜０．３０％
Ｃは焼き入れ組織のマルテンサイトを強化するために重要な元素である。Ｃ含有量が０．０７％未満では強度上昇の効果が不十分となる。このため、Ｃ含有量は０．０７％以上とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０９％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると強度が高くなりすぎて、曲げ加工性が著しく劣化する。また、スポット溶接における十字引張試験において溶接部破断するため、接合強度が著しく低下する。このため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．２５％以下である。
Ｓｉ：０．１０〜２．５％
Ｓｉは、高強度鋼板の延性を高めるために有効である。また、Ｓｉはフェライト相を固溶強化することにより、低温変態相とフェライト相との硬度差を低減するため、曲げ性や伸びフランジ性の向上に寄与する。Ｓｉ含有量が０．１０％未満ではその効果が十分でない。さらに、Ｓｉ含有量が０．１０％未満では、本発明の特徴である酸化物系介在物の組成制御による曲げ加工性改善効果が認められない。このため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．５％を超えると、熱間圧延工程で鋼板表面にＳｉ酸化物を多量に形成し、表面欠陥を発生させる。このため、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。
Ｍｎ：１．８〜３．７％
Ｍｎは、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。しかし、Ｍｎ含有量が３．７％を超えると、冷間圧延時の変形抵抗が増大するため、冷間圧延性が低下するばかりか、鋼板が過度に硬質化し延性及び曲げ性が不十分となる。さらに、Ｍｎの偏析に起因して引張特性の異方性も大きくなるばかりでなく、金属組織が鋼板厚さ方向で不均一となり曲げ性も劣化する。一方、Ｍｎ含有量が１．８％未満であると、焼鈍冷却時に生成するフェライト生成量が多くなり、またパーライトの生成も起こりやすくなり、強度が不十分となる。このため、Ｍｎ含有量は、１．８〜３．７％の範囲とする。下限について好ましいＭｎ含有量は２．０％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は３．５％以下である。
Ｓｉ（質量％）／Ｍｎ（質量％）：０．２０以上１．００以下
Ｓｉ／Ｍｎ比は特に限定されないが１．００を超えると、化成処理性が大幅に低下する場合がある。一方、０．２０未満になるとＳｉによる固溶強化が小さくなり、Ｍｎ偏析による曲げ割れ感受性が高まる場合がある。このため、Ｓｉ／Ｍｎは０．２０〜１．００の範囲とすることが好ましい。下限について好ましい範囲は０．２５以上である。上限について好ましい範囲は０．７０以下である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは本発明鋼中では不純物であり、スポット溶接性を劣化させるためにできるだけ製鋼工程で除去することが望ましい。ここで、Ｐ含有量が０．０３％を超えるとスポット溶接性の劣化が顕著となる。このため、Ｐ含有量は０．０３％以下とする必要がある。好ましくは、Ｐ含有量は０．０２％以下である。より好ましくは０．０１％以下である。製造コストを抑える観点からは０．００３％以上が好ましい。
Ｓ：０．００２０％以下
Ｓは本発明鋼中では不純物であり、スポット溶接性を劣化させるほか、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し曲げ加工性を劣化させるため、できるだけ製鋼工程で除去することが望ましい。このため、Ｓ含有量は０．００２０％以下とする必要がある。好ましくは、０．００１０％以下である。製造コストを抑える観点からは０．０００３％以上が好ましい。
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％
Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１％未満では脱酸・脱窒の効果が十分でない。このため、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０３％以上である。また、Ｓｏｌ．ＡｌはＳｉと同様にフェライト生成元素であり、フェライトを含むミクロ組織を志向する場合には積極的に添加される。一方、１．０％超の含有では、引張強さ９８０ＭＰａを安定的に確保することが難しくなるため、上限は１．０％とする。なお、ここで、Ｓｏｌ．Ａｌは酸可溶性アルミニウムであり、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は鋼中全Ａｌ含有量のうち、酸化物として存在するＡｌを除いたＡｌ含有量である。
Ｎ：０．０００６〜０．００５５％
Ｎは粗鋼中に含まれる不純物であり、鋼板の成形性を劣化させるため、Ｎ含有量は０．００５５％以下とする必要がある。好ましくは、Ｎ含有量は０．００４５％以下である。一方、Ｎ含有量を０．０００６％未満にしようとすると、精錬コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００６％以上とする。
Ｏ：０．０００８〜０．００２５％
Ｏは精錬時に生成した金属酸化物などに含まれ鋼中の介在物として残留するものである。Ｏ含有量が０．００２５％を超えると、曲げ加工性が著しく低下する。このため、Ｏ含有量は０．００２５％以下とする。好ましくは、Ｏ含有量は０．００２０％以下である。一方、Ｏ含有量を０．０００８％未満にしようとすると、精錬コストが著しく上昇する。本発明においては、後述するように、酸化物系介在物の組成を適正に制御することで、曲げ加工性を改善することができる。よって、精錬コストの上昇を抑制するため、Ｏ含有量を０．０００８％以上とする。
また、本発明の鋼では、上記の元素に加えて、目的に応じて、さらに下記の元素を含有することができる。
Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％
Ｃａは粗鋼中に含有される不純物であり、酸素と反応して酸化物を形成したり、別の酸化物と反応して複合酸化物となったりする。これらが鋼中に存在すると、鋼板における欠陥の原因となったり、曲げ性を劣化させたりするため、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とする必要がある。好ましくは、０．００１０％以下である。なお、引張強さ９８０ＭＰａ級で厳格な曲げ性が要求される場合には０．０００５％以下とすることがより好ましい。ここで、「厳格な曲げ性」とは、実施例に記載の方法で測定した限界曲げ半径Ｒ／ｔが９８０ＭＰａ級（９８０〜１１７９ＭＰａ）については１．５以下、１１８０ＭＰａ級（１１８０〜１３１９ＭＰａ）については２．５以下、１３２０ＭＰａ級以上（１３２０ＭＰａ〜）については３.０以下であることを意味する。
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｚｒ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒは、鋳造、熱延工程で鋼中に炭化物、窒化物を形成し、結晶粒径の粗大化を抑制することで、加工によって生じた亀裂の伝播を抑制させる効果がある。このような効果を得るため、これらの元素の１種または２種以上を含有させることができる。しかしながら、過度の添加では、炭窒化物の析出量が多くなり、粗大なものはスラブ加熱時に溶け残ることで、製品の成形性を低下させる。そのため、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｚｒ：０．００１〜０．１％の範囲とする。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％の１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、連続焼鈍工程での製造安定化のために有効な元素であり、このような効果を得るため、これらの元素の１種または２種以上を含有させることができる。それぞれ、０．０１％以上、０．０１％以上、０．０００１％以上でこのような効果を得ることができるため、Ｃｒ含有量は０．０１％以上、Ｍｏ含有量は０．０１％以上、Ｂ含有量は０．０００１％以上とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１％以上、Ｍｏ含有量は０．０５％以上、Ｂ含有量は０．０００３％以上である。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、それぞれ、１．０％、０．２０％、０．００３０％を超えると延性を劣化させる。このため、Ｃｒ含有量は１．０％以下、Ｍｏ含有量は０．２０％以下、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．７％以下、Ｍｏ含有量は０．１５％以下、Ｂ含有量は０．００２０％以下である。
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎは鋼板の耐食性を高める効果があり、このような効果を得るため、これらの元素の１種または２種以上を含有させることができる。それぞれ、０．０１％以上、０．０１％以上、０．００１％以上でこのような効果を得ることができるため、Ｃｕ含有量は０．０１％以上、Ｎｉ含有量は０．０１％以上、Ｓｎ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎは、それぞれ、０．５％、０．５％、０．１％を超えると鋳造および熱間圧延時の脆化により表面欠陥が発生する。このため、Ｃｕ含有量は０．５％以下、Ｎｉ含有量は０．５％以下、Ｓｎ含有量は０．１％以下とする。
Ｓｂ：０．００５〜０．０５％
Ｓｂは、連続焼鈍の焼鈍過程において、鋼板の表層に濃化することで鋼板の表層に存在するＢ含有量の低減を抑制する。このような効果を得るために、Ｓｂ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｓｂ含有量が０．０５％を超えるとその効果が飽和するだけでなく、Ｓｂの粒界偏析により靭性が低下する。従って、Ｓｂは０．００５〜０．０５％の範囲内とする。下限について好ましいＳｂ含有量は０．００８％以上である。上限について好ましいＳｂ含有量は０．０２％以下である。
ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種を合計で０．０００２％以上０．０１％以下
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、成形性を向上させるのに有用な元素である。合計含有量が０．０００２％未満となる添加では上記のような作用を有効に発揮しえない。一方、合計含有量が０．０１％を超えると、逆に介在物が粗大化し、成形性が低下する。ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタル（Ｍｉｓｃｈｍｅｔａｌｌ）の形で添加される。本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
なお、本発明の鋼板において、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。上記の任意に含むことができる元素を、上記下限値未満含む場合には、これらの元素は本発明の効果を害さないため、これらの元素を不可避的不純物として含むと考える。
次に、本発明鋼板の表層のＭｎ偏析度の限定理由について説明する。
表面から１００μｍ以内の領域におけるＭｎ偏析度が１．５以下
本発明において、Ｍｎ偏析度とは、鋼板の中心偏析部を除いた平均のＭｎ量に対する表面から板厚方向に１００μｍまでの領域（表層）の最大のＭｎ量である（Ｍｎ偏析度＝（最大Ｍｎ量／平均Ｍｎ量））。また、Ｍｎ偏析度を測定する場合、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）によって鋼板のＭｎ濃度分布を測定する。この際、ＥＰＭＡのプローブ径によってＭｎ偏析度の数値が変化するため、プローブ径を２μｍとすることにより、適正にＭｎの偏析を評価する。なお、ＭｎＳなどの介在物が存在すると最大Ｍｎ偏析度が見かけ上大きくなるので、介在物が当たった場合はその値は除いて評価するものとする。
Ｍｎ偏析度が１．５を超えると、金属組織の不均一化により曲げ加工時に亀裂の生成が助長され、曲げ性が低下する。このため、Ｍｎ偏析度は１．５以下とする。好ましくは、１．３以下である。
なお、鋼板表面から１００μｍより板厚中心側に存在するＭｎ偏析は、曲げ加工性に対して影響が小さいので本発明では特に規定はしない。
続いて、酸化物系介在物に関する限定理由について、説明する。
本発明では、鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ以内の領域における粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物が１００ｍｍ２当たり１０００個以下であり、該酸化物系介在物の全個数のうち、アルミナ含有率：５０質量％以上であり、シリカ含有率：２０質量％以下であり、カルシア含有率：４０質量％以下である組成を有するものの個数比率が８０％以上である。
酸化物系介在物の形態、組成を上記範囲に制御することは本発明の目的とする曲げ加工性向上のための、最も重要な要件である。鋼板表面から板厚方向に１００μｍより板厚中心側に存在する酸化物系介在物、または粒子長径が５μｍ未満の酸化物系介在物は曲げ加工性に対して影響が小さいので本発明では特に制御する必要はない。このため、鋼板表面から１００μｍ以内の領域に存在する、粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物について、以下のように限定する。なお、粒子長径とは円相当径の直径の長さを意味する。
鋼板表面から１００μｍ以内の領域において、鋼板の板面と平行な面で、粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物が１００ｍｍ２当たり１０００個を超えると曲げ加工性が著しく劣化する。このため、当該介在物の個数は１００ｍｍ２当たり１０００個以下とする。なお、酸化物系介在物は圧延により伸展するので、本発明においては、介在物の大きさは、鋼板の板面と平行な面で評価する。また、粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物の鋼板表面から深さ方向（板厚方向）１００μｍ以内の分布は、通常ほぼ均一であるので、評価位置は鋼板表面から１００μｍ以内の任意断面（鋼板表面と平行な面）で行ってよい。ただし、粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物が板厚方向に不均一に分布する場合は、最も分布個数が多い深さで評価するものとする。また、評価面積は１００ｍｍ２以上とする。ここで「不均一に分布する」とは表層（表面）より１０μｍの深さから深さ方向に１０μｍピッチで９箇所測定したときの酸化物系介在物の平均個数に対し３割以上または３割以下の個数が存在する場合を意味する。また、「最も分布個数が多い深さ」とは表層（表面）より１０μｍの深さから深さ方向に１０μｍピッチで９箇所測定したときに最も分布個数が多い深さを意味する。
粒子長径が５μｍ以上の酸化物系介在物中にアルミナは脱酸生成物として不可避的に含まれるが、アルミナ単体では曲げ加工性への影響が小さい。一方、酸化物系介在物中のアルミナ含有率が５０質量％未満になると、酸化物が低融点化し、酸化物系介在物が圧延加工時に伸展して、曲げ加工時の割れ起点となり易くなる。このため、粒子長径が５μｍ以上の酸化物系介在物中のアルミナ含有率は５０質量％以上とする。シリカ、カルシアはアルミナと共存することにより、酸化物が低融点化し、酸化物系介在物が圧延加工時に伸展して、曲げ加工時の割れ起点となり易くなるため、鋼板の曲げ加工性を劣化させる。それぞれ質量％で、２０％、４０％を超えると曲げ加工性の劣化が著しくなるため、シリカ含有率は２０質量％以下、カルシア含有率は４０質量％以下とする。なお、より好ましい介在物組成としては、溶鋼中の鋼中酸化物の平均組成が、質量％で、アルミナ含有率：６０％以上、かつシリカ含有率：１０％以下、かつカルシア含有率：２０％以下である。この時、上記したように、評価する鋼板の表面から１００μｍ以内の鋼板中における粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物の全個数のうち、個数比率で８０％以上が上記組成の範囲を満たしていれば、良好な曲げ加工性が得られる。このため、上記組成を満たす酸化物系介在物の個数比率を８０％以上とする。すなわち、アルミナ含有率：５０質量％以上であり、かつシリカ含有率：２０質量％以下であり、かつカルシア含有率：４０質量％以下である組成を有する酸化物系介在物の個数比率を８０％以上とする。さらに曲げ加工性を向上させるためには、該個数比率を８８％以上とすることが好ましく、９０％以上とすることがさらに好ましい。酸化物組成の調整は、転炉または二次精錬プロセスのスラグ組成を調整することにより達成される。また、鋼中酸化物の平均組成は、スラブからサンプルを切り出し、抽出残渣分析法（例えば、蔵保ら：鉄と鋼、Ｖｏｌ．８２（１９９６）、１０１７）によって定量的に求めることができる。
次に金属組織の限定理由について説明する。
マルテンサイト相およびベイナイト相の体積率：２５〜１００％
マルテンサイト相およびベイナイト相の合計の体積率を２５％以上とすることで、引張強さで９８０ＭＰａ以上の強度を確保することが容易となる。より好ましくは、体積率は４０％以上である。上限は１００％まで許容するが、曲げ加工性を安定して確保するためには、マルテンサイト相およびベイナイト相の合計の体積率は９５％以下が好ましい。より好ましくは、９０％以下である。なお、本発明においては、マルテンサイト相とは、焼戻しされているマルテンサイト相を含むものとする。
フェライト相の体積率：７５％未満（０％含む）
軟質なフェライト相は鋼板の伸び向上に寄与するため、本発明では、フェライト相を７５％未満の範囲で含むことができる。一方、フェライト相が体積分率で７５％を超えると、低温変態相との組み合わせにもよるが引張強さ９８０ＭＰａの確保が困難となる場合がある。従って、フェライト相は体積分率で７５％未満の範囲とする。好ましくは、６０％以下である。
オーステナイト相（残留オーステナイト相）：１５％未満（０％含む）
オーステナイト相はフェライト相を含む組織の場合には含まれないことが好ましいが、１５％未満であれば実質的に無害であるので含まれてもよい。３％以下がさらに好ましい。ここで、オーステナイト相を含まない方が好ましい場合である「フェライト相を含む場合」とはフェライト相の含有量が体積率で４％以上であることを指す。フェライト相の量に関わらずオーステナイト相が１５％未満まで許容できるが、フェライト相の量によって、好ましいオーステナイト量が異なる。これは、オーステナイト相は曲げ加工時に硬いマルテンサイト相に変態するため、軟質なフェライト相が存在する場合には硬度差が大きく曲げ割れの起点となるが、フェライト相を含まない場合には周囲の相との硬度差が小さく曲げ割れの起点となりにくいためである。即ち、フェライト相の体積率が４％以上であれば、オーステナイト相は０〜５％が好ましく、フェライト相の体積率が４％未満であればオーステナイト相は１５％未満が好ましい。
その他の相は、本発明の効果を害さない範囲で含んでもよい。合計の体積率が４％以下であれば許容できる。その他の相としては例えばパーライトが挙げられる。
なお、上記高強度鋼板は、亜鉛めっき層を有してもよい。亜鉛めっき層は例えば溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層である。また、溶融亜鉛めっき層は合金化されている合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
ＲＨ真空脱ガス装置での還流時間：９００ｓ（ｓｅｃ）以上
成分調整用の金属や合金鉄の最終添加後のＲＨ真空脱ガス装置での還流時間を９００ｓ以上とする。鋼板中にＣａ系複合酸化物が存在すると曲げ性を劣化させるため、これらの酸化物を低減させる必要がある。そのため、精錬工程において、成分調整用の金属や合金鉄の最終添加後のＲＨ真空脱ガス装置での還流時間を９００ｓ以上とすることが必要となる。好ましくは９５０ｓ以上である。また、生産性を考慮すると、上記還流時間は１２００ｓ以下が好ましい。
鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速：１．２ｍ／分以下
精錬終了後、連続鋳造するにあたり、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速を１．２ｍ／分以下とすることで、非金属系介在物が浮上することとなり除去される。好ましくは１．０ｍ／分以下である。一方、溶鋼流速が１．２ｍ／分を超えると鋼中に残存する非金属系介在物の量が増加し、曲げ性が劣化する。なお、上記溶鋼流速は生産性を考慮すると０．５ｍ／分以上が好ましい。
また、Ｍｎの偏析を抑制するには、連続鋳造における最終凝固時の軽圧下も有効である。最終凝固時の軽圧下は、鋳造の冷却の不均一に起因する、凝固部と未凝固部との混在を解消するために施すものであり、これにより、板幅方向での不均一凝固が軽減し、また、板厚中央の偏析も軽減する。
スラブ加熱温度：１２２０℃以上１３００℃以下
上記鋳造で得られた鋼素材を必要に応じて加熱する（鋳造後の鋼スラブの温度が１２２０℃以上１３００℃以下の範囲にあれば加熱の必要はない）。加熱する場合、スラブ加熱温度は、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度を確保する観点、スラブ加熱温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の母材鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある観点、未溶解の粗大なＮｂ、Ｔｉ系の析出物が存在すると、鋼板の加工性を大きく劣化させることとなる観点から１２２０℃以上にする必要がある。加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、スラブ加熱温度の上限は１３００℃とする。
スラブ加熱時間を特に規定しないが、短時間では粗大なＮｂ、Ｔｉ系介在物が溶解できず、粗大なまま残存することとなり、鋼板の加工性が劣化する懸念がある。そこで、３０分以上のスラブ加熱時間が好ましい。より好ましくは１時間以上である。
粗圧延の１パス目の圧下量を１０％以上
鋼板表層にＭｎ偏析度が高い場合には、ミクロ組織の不均一化により曲げ加工時に亀裂の生成が助長され、曲げ性が低下する。そこで、粗圧延の１パス目の圧下量を１０％以上とすることでＭｎ偏析を軽減できる。好ましくは１２％以上である。１０％未満の場合にはＭｎ偏析は軽減効果が低下し、曲げ性が不十分となる。なお、１パス目での過度の圧下量は、鋼板形状を損なうことがあるため、１８％以下が好ましい。
仕上げ圧延の１パス目の圧下量を２０％以上
鋼板表層にＭｎ偏析度が高い場合には、ミクロ組織の不均一化により曲げ加工時に亀裂の生成が助長され、曲げ性が低下する。そこで、仕上げ圧延の１パス目の圧下量を２０％以上とすることでＭｎ偏析を軽減できる。好ましくは２４％以上である。２０％未満の場合にはＭｎ偏析は軽減効果が低下し、曲げ性が不十分となる。なお、熱間圧延時の通板性の観点から上記圧下量は３５％以下が好ましい。
熱間仕上げ圧延温度：Ａｒ３点（Ａｒ３変態点）以上
熱間仕上げ圧延温度がＡｒ３点より低い場合、熱間仕上げ圧延後の組織がバンド状の展伸粒組織となり、冷延焼鈍後もバンド状の展伸粒組織のままである。そのため、曲げ性や伸びフランジ性が低下する。仕上げ圧延温度の上限は特に規定しないが、１０００℃を超えると、熱間仕上げ圧延後の組織が粗大粒となり、冷延焼鈍後の組織も粗大なままである。そのため、冷延焼鈍後の冷却中のフェライト相の生成が遅延することとなり、過度に硬度化すると共に、曲げ性や伸びフランジ性が低下する傾向を示す。また、この場合、熱間仕上げ圧延後に高温で滞留することとなるため、スケール厚が厚くなって、酸洗後の表面の凹凸が大きくなり、冷延焼鈍後の鋼板の曲げ性に悪影響を及ぼす結果となる。なお、Ａｒ３は以下の式により定義される。
Ａｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ−８）
下記式において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まない元素は０とする。また、ｔは熱延鋼板厚さ（ｍｍ）を意味する。
巻き取り温度：４００℃以上５５０℃未満
巻き取り温度が５５０℃以上となると、熱間仕上げ圧延後の組織は、フェライト相の体積率が多くなるとともに、フェライト相とパーライト相が混在した組織となる。この組織は、Ｃ濃度の低いフェライト相の領域とＣ濃度の高いパーライト相の領域とが存在している不均一な組織である。また、この組織は、連続焼鈍のような短時間の熱処理では冷延焼鈍後も不均一な組織のままであり、鋼板の曲げ性、伸びフランジ性が共に劣化する。一方、巻き取り温度が過度に低すぎると、コスト的に不利となり、また、鋼板が過度に硬質化して冷間圧延時の変形抵抗が増大するため、冷間圧延性が低下する。したがって、巻き取り温度は４００℃以上とする。
冷間圧延率：４０％以上
圧延率が４０％に満たないと、鋼板中に歪が均一に導入されないため、鋼板中で再結晶の進み具合にバラツキが生じ、粗大な粒と微細な粒が存在する不均一な組織となり、曲げ性や伸びフランジ性が劣化する。また、冷間圧延後の焼鈍過程における再結晶、変態挙動が遅延し、焼鈍中のオーステナイト相の量が減少するため、最終的に得られる鋼板中のフェライト相の量が過剰となる。その結果、鋼板の引張強度は低下する。上限は特に設けないが、圧延率が７０％を超えると、再結晶が急速に進み、粒成長が促進されるため、結晶粒径が粗大化する。また、冷却中のフェライト相の生成が抑制され過度に硬度化し、曲げ性、伸びフランジ性が劣化するため、７０％以下が好ましい。
加熱温度（焼鈍温度（均熱温度））：８００℃以上８８０℃以下
焼鈍温度が８００℃に満たない場合、加熱焼鈍中のフェライト分率が高まることに起因して、焼鈍後に最終的に得られるフェライト相の体積率が過剰となり、引張強さ９８０ＭＰａ以上の確保が困難となる。また、ＣやＭｎなどの添加元素の拡散が不十分な状態である濃度ムラが発生して、鋼板組織（金属組織）が低温変態相の偏在する不均一な組織となり、鋼板の加工性（曲げ性、伸び、伸びフランジ性）が劣化する傾向を示す。一方、８８０℃を超えた場合、オーステナイト単相の温度域まで加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化し、その後の冷却過程で生成するフェライト相の量が減少し、伸びが低下する。また、フェライト相や低温変態相の結晶粒径が粗大化し、曲げ性や伸びフランジ性が劣化する。従って、焼鈍温度は８００℃以上８８０℃以下の範囲とする。より好ましくは、８２０℃以上８６０℃以下の範囲である。
急冷開始温度：５５０〜７５０℃
上記加熱後、５５０〜７５０℃の急冷開始温度まで冷却する。上記した加熱後は、急冷開始温度である５５０〜７５０℃まで冷却する。この過程では、必要に応じてフェライトを適量生成して、延性を向上させるとともに強度の調整を行う。このため、該急冷開始までの冷却は、徐冷とすることが好ましい。この過程での冷却速度（平均冷却速度）を１５℃／ｓｅｃ未満とすることで、製品の材質の安定性がより向上する。このため、該冷却速度は１５℃／ｓｅｃ未満とすることが好ましい。また、この冷却の終了温度、すなわち、この冷却に引き続いて行う急冷の開始温度が５５０℃未満では、フェライト体積率が高くなりすぎて強度が不足しやすい。このため、急冷開始温度は５５０℃以上とする。好ましくは、急冷開始温度は５７０℃以上である。一方、急冷開始温度が７５０℃を超えると、延性が劣化するばかりか、鋼板の平坦性が劣化する可能性がある。このため、急冷開始温度は７５０℃以下とする。好ましくは、急冷開始温度は７２０℃以下である。
８００℃以上８８０℃以下の滞留時間：１０ｓｅｃ以上
また、上記加熱および冷却において、８００℃以上８８０℃以下の温度範囲での滞留時間は１０ｓｅｃ以上とする。なお、以下、該滞留時間を均熱時間ともいう。該均熱時間が１０ｓｅｃ未満ではオーステナイトが十分生成せず、十分な強度を得ることが困難である。好ましくは、該均熱時間は、３０ｓｅｃ以上である。なお、生産性を損なわないようにするため、該均熱時間は１２００ｓｅｃ以下とすることが好ましい。なお、上記滞留時間を確保するために、加熱後直ちに冷却を開始せずに一定時間保持してもよい。
急冷開始温度から急冷停止温度までの平均冷却速度：１５℃／ｓｅｃ以上
急冷停止温度：３５０℃以下
上記した急冷開始温度から急冷停止温度までの冷却速度（平均冷却速度）が、１５℃／ｓｅｃ未満では焼き入れが不十分となり、強度が不足しやすい。このため、急冷開始温度から急冷停止温度までの冷却速度は１５℃／ｓｅｃ以上とする。製品材質安定化のためには、該冷却速度は、２０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。
また、急冷停止温度が３５０℃を超えるとベイナイト相が過度に生成、またはオーステナイトが過度に残留し、強度不足や伸びフランジ性を劣化させる。このため、急冷停止温度は３５０℃以下とする。
１５０〜４５０℃の滞留（保持）時間：１００〜１０００ｓｅｃ
上記したように急冷停止温度まで急冷し、次いでそのまま、または再加熱後、１５０〜４５０℃で１００〜１０００ｓｅｃ保持する。このように１５０〜４５０℃での保持を行うことにより、先の急冷で生成したマルテンサイトが焼き戻しされ、曲げ加工性が向上する。急冷停止後の保持温度が１５０℃未満ではこのような効果が十分に得られない。よって、急冷停止後の保持温度は１５０℃以上とする。また、該保持温度が４５０℃を超えると、強度低下が顕著となり、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることが困難となる。よって、急冷停止後の保持温度は４５０℃以下とする。また、このような急冷停止後に行う１５０〜４５０℃での保持時間が１００ｓｅｃ未満では、上記したような、マルテンサイトが焼き戻され、曲げ加工性が向上するという効果が十分に得られない。よって、１５０〜４５０℃での保持時間は１００ｓｅｃ以上とする。一方該保持時間が１０００ｓｅｃを超えると、強度低下が顕著となり、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることが困難となる。よって、１５０〜４５０℃での保持時間は１０００ｓｅｃ以下とする。
なお、上記保持後、さらに調質圧延を施すことが好ましい。調質圧延は、降伏伸びをなくすため、伸張率で０．１〜０．７％の範囲で行うことが好ましい。また、本発明鋼板は鋼板表面に電気めっきや溶融亜鉛めっきを施してもよく、また、固形潤滑材などを塗布してもよい。また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施してもよい。
表１に示す成分組成の鋼を用い、表２に示す条件にて鋼塊を溶解、鋳造した。得られた鋼塊（厚み２５０ｍｍのスラブ）を表２に示す条件で熱間圧延を実施し板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を得た。次いで、冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍとし、さらに連続焼鈍を模擬した熱処理を実施した。
この連続焼鈍を模擬した熱処理を表２に示す条件で行った（急冷停止温度までの冷却速度は１０℃／ｓとした。）。次いで、表２に示す条件で再加熱もしくは急冷停止温度で保持する焼き戻し処理を行い、冷却後、０．２％の調質圧延を行った。
Figure 2017115748
Figure 2017115748
以上のようにして得られた鋼板について、以下に示すように、Ｍｎ偏析度、酸化物系介在物を調査して評価するとともに、金属組織（組織分率（体積率））、引張特性、曲げ加工性について調査し、評価した。
Ｍｎ偏析度の評価
ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）によって、表面から板厚方向に１００μｍ以内で１５０ｍｍ２の領域におけるＭｎ濃度分布を測定した。この際、ＥＰＭＡのプローブ径によってＭｎ偏析度（表面から１００μｍ以内の領域のＭｎ濃度の最大値／表面から１００μｍ以内の領域のＭｎ濃度の平均値）の数値が変化するため、プローブ径を２μｍとすることにより、Ｍｎの偏析を評価した。なお、ＭｎＳなどの介在物が存在すると最大Ｍｎ偏析度が見かけ上大きくなるので、介在物が当たった場合はその値は除いて評価した。
鋼板中の酸化物系介在物の評価
鋼板表面から板厚方向に深さ５０μｍ、１００μｍの板面と平行な面を１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲で観察し、粒子長径５μｍ以上の介在物粒子の個数を調査した（深さ５０μｍの位置と１００μｍの位置とで結果が同じ（均一）であったため、一方の結果のみ表に示した）。なお、当然、板面と平行な面は、圧延方向を含む断面（圧延方向を含み板面と平行な面）である。また、粒子長径５μｍ以上の介在物粒子に対しては、すべてＳＥＭ−ＥＤＸ分析を行い、組成を定量分析し、アルミナ含有率：５０質量％以上であるとともに、シリカ含有率：２０質量％以下であり、カルシア含有率：４０質量％以下である組成を有する介在物粒子数（組成該当個数）を求めた。また、上記観察により得た、粒子長径５μｍ以上の介在物粒子の全個数に対する組成該当個数の比率（（組成該当個数）／（粒子長径５μｍ以上の介在物粒子の全個数））を求め、組成該当比率とした。
金属組織（組織分率）
圧延方向断面で、板厚の１／２位置の面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより調査した。観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施し、倍率：２０００倍の断面組織写真を用い、画像解析により、任意に設定した５０μｍ×５０μｍ四方の正方形領域内に存在する各相の占有面積を求め、これを平均することにより、各相の体積分率とした。ここで、フェライト相およびパーライト相以外の組織をマルテンサイト相、ベイナイト相および残留オーステナイト相とみなして判定した。次に、残留オーステナイト相の量を、ＭｏのＫα線を用いてＸ線回折法により求めた。すなわち、鋼板の板厚１／４付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイト相の（２１１）面および（２２０）面とフェライト相の（２００）面および（２２０）面のピーク強度から残留オーステナイト相の体積率を算出し、体積分率の値とした。次いで、上記したマルテンサイト相、ベイナイト相および残留オーステナイト相とみなした組織の体積分率から残留オーステナイト相の体積分率の差分をマルテンサイト相およびベイナイト相の体積分率と判断した。
引張特性
ＪＩＳ５号試験片(ＪＩＳ Ｚ２２０１)を圧延方向と直角方向を長手として採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、延性の指標である全伸び（Ｅｌ）を求めた。また、本発明例においては、９８０ＭＰａ以上が確保できている。
曲げ加工性
コイル幅方向を長手とするＪＩＳ３号試験片を１／２幅位置より採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４８に準拠した曲げ試験Ｖブロック法（押金具の先端角：９０°、先端半径Ｒ：０．５ｍｍから０．５ｍｍピッチで変更）により限界曲げ半径（Ｒ（ｍｍ））を求め、板厚（ｔ（ｍｍ））で除した値であるＲ／ｔを指標とした。加えて、幅方向の曲げ性のばらつき評価のため、１／８位置〜７／８位置の７か所につき、前述したＲ／ｔの限界曲げ半径ＲでＮ５曲げ試験を実施した。割れ発生率が６％以下の条件をばらつき性が良好とした。曲げ性の評価は、拡大鏡で１０倍で観察して、０．２ｍｍ以上の長さの割れが確認できるものを割れありとした。
表２に評価結果を示す。本結果より明らかなように、本発明例のものは引張強さＴＳ≧９８０ＭＰａ、限界曲げ半径Ｒ／ｔが９８０ＭＰａ級については１．５以下、１１８０ＭＰａ級については２．５以下、１３２０ＭＰａ級以上については３．０以下であり、機械的特性、曲げ加工性に優れる。一方、比較例のものはいずれかの特性が劣る。また、本発明例は伸びフランジ性が良好であった。
Figure 2017115748

Claims (11)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０７〜０．３０％、
    Ｓｉ：０．１０〜２．５％、
    Ｍｎ：１．８〜３．７％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．００２０％以下、
    Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、
    Ｎ：０．０００６〜０．００５５％、
    Ｏ：０．０００８〜０．００２５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    表面から板厚方向に１００μｍ以内の領域におけるＭｎ偏析度が１．５以下であり、
    表面から板厚方向に１００μｍ以内の領域における、鋼板の板面と平行な面で、粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物が１００ｍｍ２当たり１０００個以下であり、
    粒子長径５μｍ以上の酸化物系介在物の全個数のうち、アルミナ含有率：５０質量％以上であり、シリカ含有率：２０質量％以下であり、カルシア含有率：４０質量％以下である組成を有するものの個数比率が８０％以上であり、
    金属組織が、体積率で、マルテンサイト相及びベイナイト相の合計：２５〜１００％、フェライト相：７５％未満（０％含む）、オーステナイト相：１５％未満（０％含む）を含み、
    引張強さが９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
  2. 前記成分組成において、Ｓｉ（質量％）／Ｍｎ（質量％）が０．２０以上１．００以下である請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％を含有する請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  4. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
    Ｖ：０．００１〜０．１％、
    Ｚｒ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
    Ｂ：０．０００１〜０．００３０％の１種または２種以上を含有する請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  6. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１〜０．５％、
    Ｎｉ：０．０１〜０．５％、
    Ｓｎ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有する請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  7. さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００５〜０．０５％を含有する請求項１〜６のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  8. さらに、質量％で、
    ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種を合計で０．０００２％以上０．０１％以下含有する請求項１〜７のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  9. 請求項１〜８のいずれか１項に記載の高強度鋼板と、
    該高強度鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板。
  10. 請求項１〜８のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    ＲＨ真空脱ガス装置での還流時間を９００ｓ以上とし、精錬終了後、連続鋳造するにあたり、鋳型メニスカス近傍の凝固界面の溶鋼流速が１．２ｍ／分以下となる条件で鋳造し、
    該鋳造で得られた鋼素材を、直接又は一旦冷却した後１２２０℃以上１３００℃以下に加熱し、粗圧延の１パス目の圧下量を１０％以上とし、仕上げ圧延の1パス目の圧下量を２０％以上とし、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延終了温度で熱間圧延を完了し、４００℃以上５５０℃未満の温度域にて巻き取り熱延板とし、
    該熱延板を酸洗後、圧延率：４０％以上で冷間圧延して冷延板とし、
    該冷延板を加熱温度：８００〜８８０℃の条件で加熱し、次いで５５０〜７５０℃の急冷開始温度まで冷却し、前記加熱及び冷却における８００〜８８０℃の温度域での滞留時間：１０ｓｅｃ以上とし、該急冷開始温度から急冷停止温度までの平均冷却速度：１５℃／ｓｅｃ以上として、３５０℃以下の急冷停止温度まで冷却し、次いで１５０〜４５０℃の温度域の滞留時間：１００〜１０００ｓｅｃの条件で保持する高強度鋼板の製造方法。
  11. 請求項１０に記載の方法で得られた高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層を施す高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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