WO2022138396A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2022138396A1
WO2022138396A1 PCT/JP2021/046369 JP2021046369W WO2022138396A1 WO 2022138396 A1 WO2022138396 A1 WO 2022138396A1 JP 2021046369 W JP2021046369 W JP 2021046369W WO 2022138396 A1 WO2022138396 A1 WO 2022138396A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
temperature
annealing
ferrite
Prior art date
Application number
PCT/JP2021/046369
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
拓弥 平島
達也 中垣内
正貴 木庭
恭子 内藤
斉祐 津田
克弥 秦
聖太郎 寺嶋
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to US18/257,151 priority Critical patent/US20240026481A1/en
Priority to JP2022519846A priority patent/JP7151936B1/ja
Priority to MX2023007616A priority patent/MX2023007616A/es
Priority to EP21910544.2A priority patent/EP4269631A1/en
Priority to KR1020237021231A priority patent/KR20230110340A/ko
Priority to CN202180086421.9A priority patent/CN116670307A/zh
Publication of WO2022138396A1 publication Critical patent/WO2022138396A1/ja

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/012—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of aluminium or an aluminium alloy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing the same, which are suitably used for automobile members. More specifically, the present invention relates to a steel sheet having excellent workability and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 discloses a method for manufacturing a steel sheet having excellent elongation, in which the heating rate is controlled in a range of 660 to 730 ° C., that is, a temperature lower than the annealing temperature, and the temperature is low after annealing. It discloses a method of concentrating carbon in austenite and stabilizing retained austenite by controlling the cooling conditions in the region. Further, Patent Document 2 discloses, as a method for producing a steel sheet having excellent elongation, a method for concentrating carbon in austenite by prolonging the holding time after annealing and cooling to stabilize retained austenite.
  • Patent Documents 1 and 2 are considered for further improvement of workability. There was room for.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a steel sheet having excellent workability and a method for manufacturing the same while ensuring excellent strength.
  • (C) As a general method for producing retained austenite, there is a method for producing bainite during cooling after annealing or during holding after cooling to concentrate carbon in austenite. However, this method has been found to have the problem of increasing the yield ratio due to the excessive production of bainite. On the other hand, the inventors focused on controlling the concentration distribution of Mn present in the steel more uniformly as a way to reduce the yield ratio. Specifically, it is as follows. That is, a structure that was a two-phase of ferrite and austenite or a single phase of austenite at the time of annealing was transformed from the austenite to a ferrite, martensite, bainite or other metal phase during cooling after annealing or at the time of holding after cooling.
  • the untransformed phase becomes retained austenite.
  • Mn is transferred from the ferrite existing from the time of annealing and the ferrite generated by transformation to austenite, and finally Mn is concentrated to martensite derived from the austenite. Tend to do.
  • the concentration of Mn in martensite is suppressed while preferentially producing ferrite over bainite. , The ratio of Mn concentration present in martensite can be relatively reduced.
  • the gist structure of the present invention is as follows. 1. 1. By mass%, C: 0.08% or more and 0.16% or less, Si: 0.5% or more and 1.5% or less, Mn: 1.7% or more and 2.5% or less, P: 0.10% or less, S: 0.050% or less, Al: 0.01% or more and 0.20% or less, N: 0.10% or less, and the balance has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • Area ratio to the entire steel structure is 45% or more and 90% or less for ferrite, 5% or more and 30% or less for martensite, 1% or more and 25% or less for bainite, 3% or more for retained austenite, and 5% for other metal phases.
  • the average Mn concentration of steel is [Mn] M
  • the average Mn concentration of the ferrite is [Mn] F
  • [Mn] M / [Mn] is 1.00. 1.15 or less
  • [Mn] M / [Mn] F is 1.00 or more and 1.30 or less.
  • the "average Mn concentration of steel ([Mn])” refers to the Mn content in the above-mentioned component composition, and therefore, [Mn] in the present invention is 1.7% by mass or more. It is in the range of 5% by mass or less. Further, the "average Mn concentration of martensite ([Mn] M )", “average Mn concentration of ferrite ([Mn] F )”, “tensile strength (TS)” and “elongation (El)” in the present invention are Each can be measured according to the method described later.
  • the component composition is further increased by mass%.
  • Nb 0.040% or less
  • Ti 0.030% or less
  • B 0.0030% or less
  • Cr 0.3% or less
  • the component composition is further increased by mass%.
  • yield strength (YS) can be measured according to the method described later.
  • a steel slab having the component composition according to any one of 1 to 3 above is heated at a slab heating temperature of 1200 ° C. or higher, rolled at a finish rolling end temperature of 840 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, and then a winding temperature:
  • the temperature range from 600 ° C to the annealing temperature is heated at an average heating rate of 1 ° C / sec or more and 7 ° C / sec or less. After heating, the annealing temperature: ( AC 1 point + 50 ° C.) or higher ( AC 3 points + 20 ° C.) or lower, annealing holding time: 1 second or more and less than 35 seconds.
  • the temperature range from the annealing temperature to the primary cooling stop temperature is primary cooled at an average cooling rate of 10 ° C./sec or more and 50 ° C./sec or less, and the primary cooling stop temperature: 450 ° C. or more and 600 ° C. or less. After the primary cooling, the residence time from the primary cooling stop temperature to the secondary cooling stop temperature: 20 seconds or more and 100 seconds or less, and the secondary cooling stop temperature: 400 ° C. or more and 500 ° C. or less for the secondary cooling. Production method.
  • the present invention it is possible to provide a steel sheet having excellent workability while ensuring excellent strength. If the steel plate of the present invention is applied to an automobile member such as an automobile body, various shapes can be given to the automobile member while ensuring excellent strength, so that the performance of the automobile can be improved. According to the present invention, it is possible to provide a manufacturing method capable of manufacturing a steel sheet having excellent workability while ensuring such excellent strength.
  • the steel sheet of the present invention has a predetermined composition and a structure in which ferrite, martensite, bainite and retained austenite have a predetermined area ratio, and further, the Mn concentration present in the martensite is suppressed to a predetermined value or less. And TS ⁇ El is high.
  • the steel sheet of the present invention has the above-mentioned characteristics, it is possible to exhibit excellent workability while ensuring strength.
  • the steel sheet of the present invention can be suitably obtained, for example, according to the production method of the present invention.
  • the steel sheet of the present invention can be suitably used for applications requiring strength and workability such as automobile members.
  • C 0.08% or more and 0.16% or less
  • C is an element that improves the hardenability of steel and is an element necessary for ensuring the desired strength.
  • C of 0.08% or more is indispensable from the viewpoint of increasing the strength of ferrite by C and ensuring the tensile strength TS ⁇ 750 MPa. If the C content is less than 0.08%, the above-mentioned desired strength cannot be obtained.
  • the C content is preferably 0.09% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the yield strength YS is relatively higher than the tensile strength TS, so that the yield ratio YR is increased. Therefore, the C content is set to 0.16% or less.
  • the C content is preferably 0.15% or less, and more preferably 0.14% or less.
  • Si 0.5% or more and 1.5% or less Si is not only a strengthening element by solid solution strengthening, but also has an effect of suppressing the formation of bainite.
  • the Si content is essential to be 0.5% or more, preferably 0.6% or more, and more preferably 0.7% or more.
  • Si is an element that deteriorates the surface characteristics.
  • Si increases the yield ratio YR by increasing the yield strength YS relative to the tensile strength TS in ferrite. Therefore, the Si content is 1.5% or less, preferably 1.4% or less, and more preferably 1.2% or less.
  • Mn 1.7% or more and 2.5% or less Mn is contained in order to improve the hardenability of steel and secure the desired strength. If the Mn content is less than 1.7%, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the Mn content is 1.7% or more, preferably 1.8% or more, and more preferably 1.9% or more. On the other hand, if Mn is added excessively, an oxide is formed on the surface of the steel sheet, and the surface characteristics are significantly deteriorated. Furthermore, since the concentration of Mn in austenite is promoted, bainite instead of ferrite is produced during cooling after annealing or during holding after cooling, which increases the yield ratio YR. Therefore, the Mn content is 2.5% or less, preferably 2.4% or less, and more preferably 2.3% or less.
  • P 0.10% or less
  • P is an element that reinforces steel, but if its content is high, it segregates at grain boundaries and deteriorates elongation. Therefore, the P content is 0.10% or less, preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented at present is about 0.001%. Therefore, the P content is preferably 0.001%, more preferably 0.003% or more, and further preferably 0.005% or more.
  • S 0.050% or less S deteriorates the elongation through the formation of MnS and the like. Further, when Ti is contained together with S, the elongation may be deteriorated through the formation of TiS, Ti (C, S) and the like. Therefore, the S content is 0.050% or less, preferably 0.030% or less, more preferably 0.020% or less, and further preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented at present is about 0.0002%. Therefore, the S content is preferably 0.0002% or more. The S content is more preferably 0.0005% or more.
  • Al 0.01% or more and 0.20% or less Al is added to sufficiently deoxidize, reduce coarse inclusions in steel, and improve elongation. If the Al content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained. Therefore, the Al content is 0.01% or more, preferably 0.02% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.20%, a nitride-based precipitate such as AlN is coarsely formed, so that the elongation is lowered. Therefore, the Al content is 0.20% or less, preferably 0.17% or less, and more preferably 0.15% or less.
  • N 0.10% or less
  • N is an element that produces a nitride-based precipitate such as AlN that can pin the grain boundaries, and is added to improve elongation.
  • the N content is 0.10% or less, preferably 0.05% or less, and more preferably 0.01% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented at present is about 0.0006%. Therefore, the N content is preferably 0.0006% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the steel sheet of the present invention contains the above elements and has a component composition containing the balance Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention contains the above-mentioned elements and has a component composition in which the balance is composed of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention can further contain the following elements as optional additive elements.
  • Nb 0.040% or less
  • Ti 0.030% or less
  • B 0.0030% or less
  • Cr 0.3% or less
  • Mo 0.2% or less
  • V 0.065% or less
  • Ta, W, Ni, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg and Zr one or more selected from the above can be contained in a total of 0.1% or less.
  • the element when these optional additive elements are contained less than each preferable lower limit value described later, the element shall be contained as an unavoidable impurity.
  • Nb 0.040% or less Nb contributes to high strength through the miniaturization of old ⁇ grains and the formation of fine precipitates.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.0015% or more, and 0.0020%. The above is more preferable.
  • the yield strength YS is relatively higher than the tensile strength TS in ferrite due to the increase in the amount of precipitates in the carbonitride system, the yield ratio YR also increases. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.035% or less, still more preferably 0.030% or less.
  • Ti 0.030% or less Ti contributes to high strength through the miniaturization of old ⁇ grains and the formation of fine precipitates, similar to Nb.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.0015% or more, and 0.0020%. The above is more preferable.
  • the yield strength YS is relatively higher than the tensile strength TS in ferrite due to the increase in the amount of precipitates in the carbonitride system, the yield ratio YR also increases. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.025% or less, still more preferably 0.020% or less.
  • B 0.0030% or less
  • B is an element that improves the hardenability of steel.
  • the content of B makes it easy to obtain the desired strength even when the Mn content is low.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0002% or more.
  • the B content exceeds 0.0030%, the amount of nitride-based precipitates such as BN becomes excessive, so that the elongation decreases. Therefore, the B content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0025% or less, still more preferably 0.0020% or less.
  • Cr 0.3% or less Cr can be contained for the purpose of obtaining the effect of improving the hardenability of steel.
  • the lower limit of the Cr content is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the above effect, the Cr content is preferably 0.005% or more.
  • the amount of Cr is too large, the amount of precipitates such as carbides becomes excessive, so that the elongation decreases.
  • an oxide formation reaction accompanied by generation of hydrogen ions may occur.
  • the increase in pH of the surface of the base iron is hindered, the precipitation of zinc phosphate crystals is hindered, chemical conversion defects are caused, and the surface characteristics of the plating layer may be deteriorated. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 0.3% or less, more preferably 0.2% or less, still more preferably 0.1% or less.
  • Mo 0.2% or less Mo can be contained for the purpose of obtaining the effect of improving the hardenability of steel, similarly to Cr.
  • the lower limit of the Mo content is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the above effect, the Mo content is preferably 0.005% or more.
  • the Mo content is preferably 0.2% or less, more preferably 0.1% or less, still more preferably 0.04% or less.
  • V 0.065% or less V can be contained for the purpose of obtaining the effect of improving the hardenability of steel, similarly to Cr and Mo.
  • the lower limit of the V content is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the above effect, the V content is preferably 0.005% or more.
  • the amount of V is too large, the amount of precipitates such as carbides becomes excessive, so that the elongation decreases.
  • the surface of the steel sheet is further plated, the surface characteristics of the plated layer may be deteriorated by the same mechanism as in the case of Cr and Mo. Therefore, when V is contained, the V content is preferably 0.065% or less, more preferably 0.050% or less, still more preferably 0.035% or less.
  • One or more selected from Ta, W, Ni, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg and Zr: 0.1% or less in total Ta, W, Ni, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg and Zr are elements that increase the strength without degrading the plating quality.
  • the content of these elements is preferably 0.0010% or more alone or in total. However, if the total content of these elements exceeds 0.1%, the above effects will be saturated. Therefore, when one or more selected from Ta, W, Ni, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg and Zr are contained, the total content of these elements is 0.1% or less. preferable.
  • the structure of the steel sheet of the present invention is 45% or more and 90% or less for ferrite, 5% or more and 30% or less for martensite, 1% or more and 25% or less for bainite, and 3% or more for retained austenite.
  • the average Mn concentration in the steel is [Mn] M
  • the average Mn concentration in the ferrite is [Mn] F , [Mn].
  • the area ratio refers to the ratio of the area of each metal phase to the total area of the steel structure.
  • Area ratio of ferrite 45% or more and 90% or less Ferrite is a necessary structure from the viewpoint of improving the elongation of the steel sheet and improving the workability. Therefore, the area ratio of ferrite needs to be 45% or more, preferably 50% or more, and more preferably 55% or more. That is, it is more preferable that the structure is a ferrite main phase having the highest area ratio of ferrite. On the other hand, if the area ratio of ferrite becomes excessive, the area ratio of martensite for ensuring the strength decreases, and it becomes difficult to secure the desired strength in the steel sheet. Therefore, the area ratio of ferrite is 90% or less, preferably 85% or less, and more preferably 80% or less.
  • the ferrite in the present specification is a structure composed of crystal grains of the BCC lattice, and is usually produced by transformation from austenite at a relatively high temperature.
  • Area ratio of martensite 5% or more and 30% or less Martensite contributes to high strength, so it is a necessary structure to secure appropriate strength. Therefore, the area ratio of martensite needs to be 5% or more, preferably 8% or more, and more preferably 10% or more. On the other hand, an increase in the area ratio of martensite causes a decrease in elongation. Therefore, the area ratio of martensite is 30% or less, preferably 28% or less, and more preferably 25% or less.
  • martensite in this specification refers to a hard structure generated by transformation from austenite below the martensite transformation point (also simply referred to as Ms point), and the so-called fresh martensite as hardened and the fresh martensite. The site shall contain both reheated and tempered so-called tempered martensite.
  • Area ratio of bainite 1% or more and 25% or less
  • the presence of bainite is a factor that increases the yield ratio and should be lowered. Therefore, the area ratio of bainite is 25% or less, preferably 20% or less, and more preferably 15% or less.
  • the lower limit of the area ratio of bainite is set to 1%.
  • Mn is likely to be concentrated in austenite in a high temperature region, and due to this, a relatively large amount of bainite is likely to be generated after cooling after annealing.
  • bainite in the present specification is a hard structure in which fine carbides are dispersed in needle-shaped or plate-shaped ferrite, and is formed by transformation from austenite at a relatively low temperature of Ms point or higher.
  • Area ratio of retained austenite 3% or more Retained austenite is a structure necessary for obtaining good elongation. Therefore, the area ratio of retained austenite is 3% or more, preferably 5% or more, and more preferably 7% or more.
  • the upper limit of the area ratio of retained austenite is not particularly limited, and it is desirable that the area ratio is high from the viewpoint of obtaining good elongation.
  • the area ratio of retained austenite is usually preferably 20% or less. From the viewpoint of suppressing the formation of bainite in order to reduce the yield ratio and facilitating the formation of ferrite, the area ratio of retained austenite is more preferably 15% or less, still more preferably 10% or less.
  • the retained austenite in the present specification is austenite remaining without transformation from austenite to ferrite, martensite, bainite or other metal phases.
  • the structure of the steel sheet of the present invention may further contain other metal phases other than the above-mentioned ferrite, martensite, bainite and retained austenite.
  • the area ratio of the other metal phase is acceptable if it is 5% or less, and preferably 1% or less.
  • the area ratio of the other metal phase may be 0%.
  • other metallic phases include pearlite.
  • pearlite is a structure composed of ferrite and needle-like cementite.
  • the area ratio of each phase can be measured as follows. That is, for ferrite, martensite and bainite, the L cross section parallel to the rolling direction is the test surface from the base iron region of the steel sheet (in the case of having a plating layer described later, it refers to the region excluding the plating layer). Collect the test piece. Then, the test surface of the test piece is mirror-polished and the structure is exposed with a nital solution. The test surface of the test piece revealing the structure was observed with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 1500 to obtain an SEM image, and the area of ferrite, martensite and bainite at the position of 1/4 of the plate thickness was obtained by the point counting method. Measure the rate.
  • SEM scanning electron microscope
  • martensite exhibits a white tissue. Further, among the martensites, the tempered martensite has fine carbides precipitated inside. Ferrites have a black structure. In bainite, white carbides are precipitated in the black structure. Based on these criteria, each phase is identified from the SEM image. However, depending on the surface orientation of the block grains and the degree of etching, it may be difficult for carbides inside to appear. In that case, sufficient etching shall be performed to confirm.
  • the area ratio of retained austenite can be measured as follows. After polishing from the surface of the steel plate as the base iron to the plate thickness 1/4 position, the surface further polished by 0.1 mm by chemical polishing was made of FCC iron (austenite) (200) using Mo K ⁇ rays with an X-ray diffractometer. ), (220), (311), and (200), (211), and (220) planes of BCC iron (ferrite) are measured, and the integrated reflection strength is measured from each of the BCC iron (ferrite) planes. The ratio of austenite obtained from the intensity ratio of the integrated reflection intensity from each surface of FCC iron (austenite) to the integrated reflection intensity of is defined as the retained austenite area ratio.
  • the area ratio of the other metal phases can be calculated from 100% by reducing the measured area ratios of ferrite, martensite, bainite and retained austenite.
  • the fact that the average Mn concentration ([Mn] M ) in martensite is higher than the average Mn concentration ([Mn]) of steel means that the final product It means that the concentration distribution of Mn is large in a certain steel sheet. In general, Mn tends to be finally concentrated in martensite as described above.
  • the large concentration distribution of Mn enriched in martensite indicates that when austenite was transformed into martensite, the amount of transformation expansion of martensite increased and the martensite expanded, causing strain to be introduced into ferrite and yielding. It causes an increase in the ratio.
  • the Mn concentration in austenite in the structure during annealing is one of the factors that determine whether the phase transformed from austenite during cooling after annealing or during holding after annealing is ferrite or bainite.
  • the Mn concentration in austenite in the structure during annealing retention has a certain correlation with the Mn concentration in martensite of the final product steel sheet.
  • the higher the [Mn] M / [Mn] that is, the more the concentration of Mn in the austenite in the structure during annealing is increased, the easier the bainite transformation is after the cooling after annealing, and the yield ratio is increased.
  • [Mn] M is increased more than 1.15 times with respect to [Mn]
  • the concentration distribution of Mn is high and the promotion of bainite transformation is remarkable.
  • [Mn] M / [Mn] needs to be 1.15 or less, preferably 1.13 or less, and more preferably 1.10 or less.
  • the lower limit of [Mn] M / [Mn] is 1.00.
  • [Mn] M / [Mn] F 1.00 or more and 1.30 or less
  • the ratio of the average Mn concentration in martensite ([Mn] M ) to the average Mn concentration in ferrite ([Mn] F ) is yield. It is one of the factors that determine the ratio. In general, Mn tends to be finally concentrated in martensite as described above. The large concentration distribution of Mn enriched in martensite indicates that when austenite was transformed into martensite, the amount of transformation expansion of martensite increased and the martensite expanded, causing strain to be introduced into ferrite and yielding. It causes an increase in the ratio. In order to obtain a low yield ratio, it is extremely important to reduce [Mn] M / [Mn] F.
  • [Mn] M / [Mn] F needs to be 1.30 or less, preferably 1.25 or less, and more preferably 1.20 or less.
  • the lower limit of [Mn] M / [Mn] F is 1.00.
  • [Mn] M and [Mn] F in the steel structure can be measured as follows. That is, from any surface of the base iron region of the steel plate, a distribution image in the range of 20 ⁇ m in the sample rolling direction and 20 ⁇ m in the sample plate thickness direction is plotted in a grid pattern at a position of 1/4 of the thickness in the plate thickness direction using EPMA. Measure at a measurement interval of 0.1 ⁇ m, and measure the Mn concentration at each measurement point. In addition, an SEM image at the same position as the above distribution image is also obtained. By comparing the obtained distribution image with the SEM image, the average value of the Mn concentration at all the measurement points in martensite and ferrite is defined as [Mn] M and [Mn] F (unit: mass%). [Mn] is the Mn content (unit: concentration of mass%) of the component composition of the steel sheet.
  • TS ⁇ El 16000 MPa ⁇ % or more
  • the steel sheet of the present invention needs to have a product TS ⁇ El of tensile strength TS (MPa) and elongation El (%) of 16000 MPa ⁇ % or more. It is necessary for the steel sheet of the present invention to exhibit excellent workability by increasing the elongation without lowering the strength.
  • TS ⁇ El is less than 16000 MPa ⁇ %, it is inferior to at least one of the tensile strength TS or the elongation El.
  • TS ⁇ El is preferably 16500 MPa ⁇ % or more, and more preferably 17,000 MPa ⁇ % or more.
  • TS ⁇ El is preferably 18000 MPa ⁇ % or less.
  • the yield ratio YR YS / TS calculated by the ratio of the yield strength YS (MPa) to the tensile strength TS (MPa) is preferably 0.80 or less, preferably 0.75 or less. It is more preferably present, and further preferably 0.70 or less.
  • a low yield ratio means that, for example, even if a steel sheet is formed into a complicated shape, it does not break and is excellent in workability.
  • the yield ratio YR can be 0.50 or more from the viewpoint of obtaining the minimum collision characteristics necessary for suitable use in automobiles.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a tensile strength TS of 750 MPa or more, more preferably 780 MPa or more, from the viewpoint of exerting a desired strength.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but the tensile strength is preferably less than 980 MPa from the viewpoint of easy balancing with other characteristics such as elongation El.
  • the tensile strength TS, the yield strength YS, and the elongation El can be measured as follows. That is, a JIS No. 5 test piece having a distance between gauge points of 50 mm and a width between gauge points of 25 mm is collected from the central portion of the plate width of the base iron region of the steel plate so that the rolling direction is the longitudinal direction. Then, using the collected JIS No. 5 test piece, a tensile test is performed in accordance with the regulations of JIS Z 2241 (2011), and TS, YS and El are measured. The tensile speed is 10 mm / min.
  • the steel sheet according to one embodiment of the present invention may further have a plating layer on at least one of the surfaces, and plating layers on both surfaces, from the viewpoint of imparting desired properties such as rust prevention and antiseptic to the steel sheet.
  • the plating layer include a Zn-based plating layer and an Al-based plating layer.
  • the method for forming the plating layer may be either a dry method or a wet method, and a known method can be followed. However, from the viewpoint of efficiently and low-cost plating a large area, a wet method such as hot-dip plating or electroplating is preferable. Further, hot-dip galvanizing is more preferable, and hot-dip galvanizing is even more preferable, from the viewpoint of easily adjusting various plating characteristics such as the amount of plating adhesion and the components in the plating layer.
  • the production method of the present invention uses a steel slab having a predetermined composition and has a hot rolling step, a cold rolling step, a baking step, and optionally other steps according to predetermined conditions.
  • it is characterized by rapidly performing the annealing process.
  • the manufacturing method of the present invention can be suitably used, for example, to obtain the steel sheet of the present invention.
  • the manufacturing method of the present invention can be suitably used for the purpose of obtaining a steel sheet for which strength and workability are required for automobile members and the like.
  • the temperature is the surface temperature of the steel sheet (base iron) unless otherwise specified.
  • the surface temperature of the steel sheet can be measured using, for example, a radiation thermometer.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is heated at a slab heating temperature of 1200 ° C. or higher, rolled at a finish rolling end temperature of 840 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, and then a winding temperature: 450 ° C. After cooling to 650 ° C. or lower and winding, a hot-rolled plate is obtained.
  • the method for preparing the steel slab to be used is not particularly limited, and the steel slab can be prepared by an ingot forming method, a thin slab casting method, or a continuous casting method. Above all, from the viewpoint of preventing macrosegregation of the constituent elements, it is preferable to prepare by a continuous casting method.
  • the slab heating temperature is set to 1200 ° C. or higher, preferably 1230 ° C. or higher, and more preferably 1250 ° C. or higher.
  • the upper limit of the slab heating temperature is not particularly limited, but is preferably 1400 ° C. or lower, more preferably 1350 ° C. or lower, from the viewpoint of manufacturing cost.
  • Finish rolling end temperature 840 ° C or more and 900 ° C or less
  • the finish rolling end temperature is 840 ° C. or higher, preferably 860 ° C. or higher.
  • the finish rolling temperature is 900 ° C. or lower, preferably 880 ° C. or lower.
  • Winding temperature 450 ° C or more and 650 ° C or less
  • the surface of the steel sheet which is the base iron
  • the winding temperature is 650 ° C or lower, preferably 630 ° C or lower.
  • the winding temperature is 450 ° C. or higher, preferably 470 ° C. or higher.
  • the hot-rolled plate after winding may be pickled. The pickling conditions are not particularly limited, and a conventional method may be followed. In addition, the hot-rolled sheet after winding may be heat-treated for tissue softening.
  • the hot rolled plate obtained in the hot rolling step is cold rolled to obtain a cold rolled plate.
  • the rolling conditions are not particularly limited as long as the desired plate thickness can be controlled.
  • the cold rolling ratio is preferably 20% or more, more preferably 30% or more.
  • the cold rolling ratio is preferably 90% or less, more preferably 80% or less.
  • the cold-rolled sheet obtained in the cold rolling step is annealed to obtain a steel sheet.
  • annealing holding time 10 seconds or more and less than 35 seconds
  • the temperature range from the annealing temperature to the primary cooling stop temperature is the average cooling rate: 10 ° C / sec or more and 50 ° C / sec or less, primary cooling stop.
  • Temperature Primary cooling at 450 ° C or higher and 600 ° C or lower
  • residence time from primary cooling stop temperature to secondary cooling stop temperature after primary cooling 20 seconds or longer and 100 seconds or lower
  • secondary cooling stop temperature 400 ° C or higher
  • Secondary cooling is performed at 500 ° C. or lower.
  • the annealing conditions are controlled as described above, the structure area ratio and Mn concentration distribution of the obtained steel sheet cannot be suppressed within a predetermined range, and the steel sheet cannot achieve both excellent strength and workability.
  • Average heating rate from 600 ° C to annealing temperature 1 to 7 ° C / sec
  • Increasing the heating rate in the annealing step is one of the main features of the present invention.
  • Mn which has a slow diffusion rate, also concentrates in austenite.
  • the average heating rate in the temperature range from 600 ° C.
  • the heating rate in the temperature range from 600 ° C. to the annealing temperature is 7 ° C./sec or less, preferably 6 ° C./sec or less, and more preferably 5 ° C./sec or less.
  • Annealing temperature (AC 1 point + 50 ° C ) to ( AC 3 points + 20 ° C) If the annealing temperature is less than ( AC 1 point + 50 ° C.), coarse Fe-based precipitates are formed, so that the strength and elongation are lowered. Therefore, the annealing temperature is set to ( AC 1 point + 50 ° C.) or higher, preferably ( AC 1 point + 60 ° C.) or higher. On the other hand, when the annealing temperature exceeds ( AC3 points + 20 ° C.), the area ratio of the ferrite phase decreases and the elongation decreases. Therefore, the annealing temperature is set to (AC 3 points + 20 ° C ) or less, preferably ( AC 3 points + 10 ° C) or less.
  • AC1 723 + 22 (% Si) -18 (% Mn) + 17 (% Cr) + 4.5 (% Mo) + 16 (% V) ...
  • AC3 910-203 ⁇ (% C ) +45 (% Si) -30 (% Mn) -20 (% Cu) -15 (% Ni) +11 (% Cr) +32 (% Mo) +104 (% V) +400 (% Ti) +460 (% Al) ⁇ ⁇ ⁇ (2)
  • (% element symbol) indicates the content (mass%) of each element in the component composition, and if it is not contained, it is set to 0.
  • Annealing holding time 1 second or more and less than 35 seconds It is also one of the main features of the present invention to control the holding time at the annealing temperature (annealing holding time) to be short.
  • Annealing retention time is an important factor for controlling the Mn concentration in pre-transformation austenite and post-transformation ferrite. From the viewpoint of suppressing the concentration of Mn in austenite and suppressing the concentration of Mn from ferrite to martensite during the transformation process to reduce the yield ratio, the shorter the annealing retention time is, the better. Therefore, the annealing holding time is set to less than 35 seconds, preferably 30 seconds or less, more preferably 25 seconds or less, and further preferably 20 seconds or less.
  • the annealing holding time is set to 1 second or longer, preferably 5 seconds or longer.
  • Average cooling rate from annealing temperature to primary cooling stop temperature 10-50 ° C / sec
  • the average cooling rate (average primary cooling rate) in the temperature range from the quenching temperature to the primary cooling stop temperature is set to 10 ° C./sec or higher, preferably 12 ° C./sec or higher, and more preferably 15 ° C./sec or higher.
  • the average primary cooling rate should be 50 ° C./sec or less, preferably 45 ° C. It is set to / sec or less, more preferably 40 ° C / sec or less.
  • Primary cooling stop temperature 450 ° C or higher and 600 ° C or lower 600 ° C or higher is the temperature range for ferrite and pearlite formation. Therefore, if the primary cooling stop temperature exceeds 600 ° C, ferrite overproduction or pearlite will occur during subsequent secondary cooling. Due to the formation, TS ⁇ El is lowered and the workability is deteriorated. Therefore, the primary cooling shutdown temperature is set to 600 ° C or lower, preferably 550 ° C or lower. On the other hand, since the temperature range of less than 450 ° C. is the temperature range for producing bainite, if the primary cooling shutdown temperature is less than 450 ° C., the residence temperature during the subsequent secondary cooling becomes too low, and bainite is excessively generated. Therefore, the primary cooling shutdown temperature is 450 ° C. or higher, preferably 480 ° C. or higher.
  • Dwelling time from the primary cooling stop temperature to the secondary cooling stop temperature 20 to 100 seconds
  • carbon is concentrated in austenite to generate retained austenite. Therefore, it is necessary to control the residence time between the above temperatures. The longer the residence time from the primary cooling shutdown temperature to the secondary cooling shutdown temperature, the more carbon is concentrated in austenite, and the resulting retained austenite improves elongation. Therefore, the residence time from the primary cooling stop temperature to the secondary cooling stop temperature is set to 20 seconds or longer, preferably 25 seconds or longer, and more preferably 30 seconds or longer.
  • the residence time from the primary cooling stop temperature to the secondary cooling stop temperature is set to 100 seconds or less, preferably 90 seconds or less, and more preferably 80 seconds or less.
  • Secondary cooling shutdown temperature 400 ° C or higher and 500 ° C or lower
  • the temperature range above 500 ° C is the temperature range for pearlite formation. Therefore, if the secondary cooling stop temperature is above 500 ° C, TS ⁇ El will decrease due to the formation of pearlite. However, the workability deteriorates. Therefore, the secondary cooling shutdown temperature is set to 500 ° C. or lower, preferably 490 ° C. or lower.
  • the secondary cooling shutdown temperature is set to 400 ° C. or higher, preferably 440 ° C. or higher.
  • a plating step of plating at least one of the surfaces of the steel sheet may be further performed after the secondary cooling in the above-mentioned annealing step and, in some cases, after another step described later.
  • the plating process does not change the characteristics of the steel sheet as the base iron.
  • the plating layer As described above, in the plating step, for example, a Zn-based plating layer or an Al-based plating layer can be formed.
  • the plating step can follow a well-known method regardless of whether it is a dry method or a wet method, but from the viewpoint of efficiently plating a large area at low cost, a wet method such as hot-dip plating or electroplating is preferable. Further, as described above, hot-dip galvanizing is more preferable, and hot-dip galvanizing is further preferable, from the viewpoint that various plating characteristics can be easily adjusted.
  • the plating step can be performed according to a known method.
  • the manufacturing method of the present invention may further include, for example, other steps such as a temper rolling step for shape adjustment after the annealing step. Alternatively or in addition to this, it may further have other steps such as, for example, a temper rolling step for shape adjustment, a heat treatment step for dehydrogenation, etc. after the plating step described above.
  • the conditions of other steps are not particularly limited, and a conventional method may be followed. In the heat treatment step for dehydrogenation, if the temperature is high, the characteristics are changed by tempering, so 100 ° C. or lower is preferable.
  • the phase fraction and the Mn concentration distribution in the steel structure of the steel sheet are controlled by performing the hot rolling step, the cold rolling step and the annealing step according to predetermined conditions. It is possible to obtain a steel sheet having excellent workability while ensuring strength. Therefore, the obtained steel sheet can be suitably used for an automobile member such as an automobile body.
  • a steel slab having the composition shown in Table 1 and having the balance of Fe and unavoidable impurities is melted in a vacuum melting furnace and then lump-rolled to obtain a 27 mm-thick lump-rolled material. Obtained.
  • the obtained lump-rolled material was hot-rolled to a plate thickness of 4.0 mm under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled plate.
  • the hot-rolled plate was ground to a plate thickness of 3.0 mm, and then cold-rolled to a plate thickness of 1.8 to 0.9 mm under the conditions shown in Table 2 to obtain a cold-rolled plate.
  • the obtained cold-rolled sheet was annealed under the conditions shown in Table 2, and in some examples, it was plated under the conditions shown in Table 2 to produce a steel sheet.
  • the amount of plating adhered was measured by an ICP (Inductively Coupled Plasma) method. More specifically, the surface of the steel sheet on which the plating layer was formed was degreased to form a test piece, and then the primary basis weight was weighed using a high-precision scale. Then, the solution was brought into close contact so as not to leak, the test piece was put into a 30 cc 1: 3 HCl solution, and 2-3 drops of an inhibitor (inhibitor) was put into it. After the generation of H 2 gas on the surface of the test piece is completed, the solution is collected.
  • ICP Inductively Coupled Plasma
  • the blank in Table 1 indicates that the element is not intentionally added, and is not always 0% by mass and may be contained as an unavoidable impurity.
  • the blanks in Table 2 indicate that the plating step was not performed, and "GI", "GA” and “EG” in the plating method of Table 2 are GI: hot-dip galvanizing and GA: alloyed hot-dip galvan, respectively.
  • Plating, and EG means electrozinc plating.
  • pure Zn is prepared by adding 440 g / L zinc sulfate heptahydrate to pure water as an electroplating solution and adjusting the pH to 2.0 with sulfuric acid. (Nos. 13 and 14 in Table 2).
  • Zn-Ni 150 g / L of zinc sulfate heptahydrate and 350 g / L of nickel sulfate hexahydrate were added to pure water, and the pH was adjusted to 1.3 with sulfuric acid (No. 1 in Table 2). 15).
  • Zn-Fe 50 g / L of zinc sulfate heptahydrate and 350 g / L of sulfuric acid Fe were added to pure water, and the pH was adjusted to 2.0 with sulfuric acid (No. 16 in Table 2).
  • the area ratio and Mn concentration of each phase in the steel sheet (base iron) structure, and the mechanical properties of the steel sheet (base iron) were measured according to the above-mentioned procedure. Specifically, in the tissue identification (point counting method), a 16 ⁇ 15 grid was placed on the observation region (82 ⁇ m ⁇ 57 ⁇ m region) by SEM so that the intervals were even. Then, the number of points of each phase at the grid points was counted, and the ratio of the number of grid points occupied by each phase to the total number of grid points was defined as the area ratio of each phase. The area ratio of each phase was taken as the average value of the area ratio of each phase obtained from three separate SEM images.
  • ⁇ TS ⁇ El 16500 MPa ⁇ % or more and YR: 0.75 or less ⁇ TS ⁇ El: 16000 MPa ⁇ % or more and YR: 0.80 or less (excluding ⁇ ) ⁇ TS ⁇ El: less than 16000 MPa ⁇ % and / or YR: more than 0.80
  • a steel sheet having a predetermined composition and area ratio of each phase, suppressing the Mn concentration distribution to a predetermined value or less, and having a predetermined high TS ⁇ El value ensures strength. It can be seen that excellent workability can be exhibited while doing so. Further, as is clear from Tables 1 to 3, a steel sheet obtained by appropriately controlling the hot rolling process, the cold rolling process and the annealing process using a steel slab having a predetermined composition is desired to have a desired structure. , Mn concentration distribution and TS ⁇ El value, and it can be seen that excellent processability can be exhibited. Then, the plating layer could be satisfactorily applied to the surface of the steel sheet having excellent workability. Such a steel sheet having excellent workability can be suitably used in an application requiring molding into a complicated shape typified by an automobile body.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

優れた強度を確保しつつ、加工性に優れた鋼板を提供する。所定の成分組成とし、フェライト：４５～９０％、マルテンサイト：５～３０％、ベイナイト：１～２５％、残留オーステナイト：３％以上であり、鋼の平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］、前記マルテンサイトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｍ、前記フェライトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｆとしたとき、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］：１．００～１．１５、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆ：１．００～１．３０である鋼組織とし、ＴＳ×Ｅｌ：１６０００ＭＰａ・％以上とする。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車部材に好適に用いられる、鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、加工性に優れた鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、自動車産業では、車に特徴的な外観を与える手法の一つとして、自動車車体用の鋼板を複雑な形状に成形する手法が用いられている。複雑な形状に成形した鋼板を自動車車体に良好に使用するためには、ある程度の強度を確保しつつ、成形加工時に割れが生じない加工性に優れた鋼板が求められている。
　このような要求に対して、例えば、特許文献１は、伸びに優れた鋼板の製造方法として、６６０～７３０℃、つまり焼鈍温度よりも低温域での加熱速度を制御するとともに、焼鈍後の低温域での冷却条件を制御することで、オーステナイトへ炭素を濃化させ、残留オーステナイトを安定化する方法を開示している。
　また、特許文献２は、伸びに優れた鋼板の製造方法として、焼鈍冷却後の保持時間を長くすることでオーステナイトへ炭素を濃化させ、残留オーステナイトを安定化する方法を開示している。
特開２０１２－３１５０５号公報 特開２０１１－１６８８１６号公報
　上述のとおり、特に自動車車体用の鋼板に対しては、優れた強度と加工性との両立が求められるところ、特許文献１および２に開示された技術には、更なる加工性の向上に検討の余地があった。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、優れた強度を確保しつつ、加工性に優れた鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　さて、発明者らが上記目的を達成すべく鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
（ａ）良好な加工性を得るためには、鋼の延性の指標である伸び（Ｅｌ）を高くし、かつ、降伏強度（ＹＳ）を引張強度（ＴＳ）で除した降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を低くすることが必要である。
（ｂ）優れた伸びを得るためには、フェライトの活用が有効であるが、フェライトの過剰な生成は強度を著しく劣化させる。よって、強度を確保したまま伸びを高めるためには、残留オーステナイトも活用することが有効である。
（ｃ）残留オーステナイトを生成させる一般的な手法としては、焼鈍後の冷却時または該冷却後の保持時にベイナイトを生成させ、オーステナイトへ炭素を濃化させる手法が挙げられる。しかし、この手法では、ベイナイトの過剰な生成により降伏比が高まる問題が判明した。一方、発明者らは、降伏比を低減する方途として、鋼中に存在するＭｎの濃度分布をより均一に制御することに着目した。具体的には以下のとおりである。すなわち、焼鈍保持時にフェライト及びオーステナイトの２相或いはオーステナイトの単相であった組織は、焼鈍後の冷却時または該冷却後の保持時に該オーステナイトからフェライト、マルテンサイト、ベイナイト又はその他の金属相に変態し、変態しなかった相は残留オーステナイトとなる。この冷却時または該冷却後の保持時に、焼鈍保持時から存在するフェライト及び変態して生成したフェライトから、オーステナイトへとＭｎが移動し、最終的に該オーステナイトに由来するマルテンサイトへとＭｎ濃化する傾向がある。ここで、焼鈍条件を適正化して、オーステナイトへのＭｎの濃化を予め抑制しておくことにより、ベイナイトよりもフェライトを優先的に生成させつつ、マルテンサイトへのＭｎの濃化を抑制して、マルテンサイト中に存在するＭｎ濃度の比率を相対的に低減できる。このように、ベイナイトの過剰生成を抑制しつつ、マルテンサイト中のＭｎ濃度も所定範囲に抑制することが、降伏比を低減させ、優れた強度と加工性とを両立させるのに有効であることを見出した。
（ｄ）そして、本発明者らは、マルテンサイト中のＭｎ濃度を所定範囲に低減可能な焼鈍条件として、従来よりも焼鈍を急速に行うこと、具体的には、焼鈍温度までの高温域での昇温速度を高め、かつ、焼鈍時の均熱時間（焼鈍保持時間）を短く制御することを更に見出した。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
　１．質量％で、
　Ｃ：０．０８％以上０．１６％以下、
　Ｓｉ：０．５％以上１．５％以下、
　Ｍｎ：１．７％以上２．５％以下、
　Ｐ：０．１０％以下、
　Ｓ：０．０５０％以下、
　Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、
　Ｎ：０．１０％以下、および
　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　鋼組織全体に対する面積率で、フェライトが４５％以上９０％以下、マルテンサイトが５％以上３０％以下、ベイナイトが１％以上２５％以下、残留オーステナイトが３％以上およびその他の金属相が５％以下であり、
　鋼の平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］、前記マルテンサイトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｍ、前記フェライトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｆとしたとき、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］が１．００以上１．１５以下、かつ、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆが１．００以上１．３０以下であり、
　引張強度と伸びとの積（ＴＳ×Ｅｌ）が１６０００ＭＰａ・％以上である、鋼板。
　なお、上述した本発明において、「鋼の平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］）」は、上記成分組成中のＭｎ含有量を指し、したがって、本発明における［Ｍｎ］は１．７質量％以上２．５質量％以下の範囲である。また、本発明における「マルテンサイトの平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］Ｍ）」、「フェライトの平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］Ｆ）」、「引張強度（ＴＳ）」および「伸び（Ｅｌ）」は、それぞれ後述する手法に従って測定可能である。
　２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｎｂ：０．０４０％以下、
　Ｔｉ：０．０３０％以下、
　Ｂ：０．００３０％以下、
　Ｃｒ：０．３％以下、
　Ｍｏ：０．２％以下、および
　Ｖ：０．０６５％以下のうち１種または２種以上を含有する、前記１に記載の鋼板。
　３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上：合計で０．１％以下
を含有する、前記１または２に記載の鋼板。
　４．引張強度に対する降伏強度の比（ＹＳ／ＴＳ）で算出される降伏比（ＹＲ）が０．８０以下である、前記１～３のいずれかに記載の鋼板。
　ここで、「降伏強度（ＹＳ）」は、後述する手法に従って測定可能である。
　５．表面の少なくとも一方に更にめっき層を有する、前記１～４のいずれかに記載の鋼板。
　６．前記１～３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上９００℃以下で圧延し、その後、巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下まで冷却して巻き取って、熱延板を得る熱間圧延工程と、
　前記熱延板を冷間圧延し、冷延板を得る冷間圧延工程と、
　前記冷延板を焼鈍し、鋼板を得る焼鈍工程と、を有する鋼板の製造方法であって、
　　前記焼鈍工程において、
　　６００℃から焼鈍温度までの温度域を平均加熱速度：１℃／秒以上７℃／秒以下で加熱し、
　　加熱後、前記焼鈍温度：（ＡＣ１点＋５０℃）以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下、焼鈍保持時間：１秒以上３５秒未満で焼鈍し、
　　焼鈍後、前記焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域を平均冷却速度：１０℃／秒以上５０℃／秒以下、前記一次冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下で一次冷却し、
　　一次冷却後、前記一次冷却停止温度から二次冷却停止温度に達するまでの滞留時間：２０秒以上１００秒以下、前記二次冷却停止温度：４００℃以上５００℃以下で二次冷却する、鋼板の製造方法。
　７．前記焼鈍工程における二次冷却後に、更に、前記鋼板の表面の少なくとも一方にめっき処理を施すめっき工程を有する、前記６に記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、優れた強度を確保しつつ、加工性に優れた鋼板を提供することができる。本発明の鋼板を、例えば自動車車体等の自動車部材に適用すれば、優れた強度を確保しつつ自動車部材に様々な形状を与えることができるので、自動車の高性能化が可能となる。そして、本発明によれば、このように優れた強度を確保しつつ、加工性に優れた鋼板を製造可能な製造方法を提供することができる。
　次に、本発明の実施形態について、具体的に説明する。
　以下の実施形態は、本発明の好適な一例を示すものであり、これらの例によって何ら限定されるものではない。
（鋼板）
　本発明の鋼板は、所定の成分組成と、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトが所定の面積率である組織とを有し、更に、該マルテンサイト中に存在するＭｎ濃度が所定以下に抑制され、ＴＳ×Ｅｌが高い。本発明の鋼板が上記特徴を具備することにより、強度を確保しつつ優れた加工性を発揮することができる。
　本発明の鋼板は、例えば、本発明の製造方法に従って好適に得ることができる。
　そして、本発明の鋼板は、自動車部材などの強度および加工性を求められる用途に好適に使用できる。
［成分組成］
　まず、本発明の鋼板の成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において、元素の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０８％以上０．１６％以下
　Ｃは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所望の強度を確保するために必要な元素である。本発明では、Ｃによりフェライトの強度を上昇させ、引張強度ＴＳ≧７５０ＭＰａを確保する観点から、０．０８％以上のＣを必須とする。Ｃ含有量が０．０８％未満では、上記した所望の強度を得ることができない。Ｃ含有量は、好ましくは０．０９％以上とし、より好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると、ベイナイトが生成しやすくなることに加え、フェライトにおいて引張強度ＴＳに対して降伏強度ＹＳが相対的に高まるので、降伏比ＹＲが増大する。したがって、Ｃ含有量は０．１６％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１５％以下とし、より好ましくは０．１４％以下とする。
　Ｓｉ：０．５％以上１．５％以下
　Ｓｉは、固溶強化による強化元素であるのみならず、ベイナイトの生成を抑制する効果を有する。この効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．５％以上を必須とし、好ましくは０．６％以上とし、より好ましくは０．７％以上とする。一方、Ｓｉは表面特性を劣化させる元素である。また、Ｓｉは、フェライトにおいて引張強度ＴＳに対して降伏強度ＹＳを相対的に高めることで降伏比ＹＲを増大させる。したがって、Ｓｉ含有量は１．５％以下とし、好ましくは１．４％以下とし、より好ましくは１．２％以下とする。
　Ｍｎ：１．７％以上２．５％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所望の強度を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が１．７％未満では、所望の強度を得ることができない。したがって、Ｍｎ含有量は、１．７％以上とし、好ましくは１．８％以上とし、より好ましくは１．９％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、鋼板の表面に酸化物を形成し、表面特性を著しく劣化させる。さらに、オーステナイトへのＭｎの濃化が促進されるので、焼鈍後の冷却時または該冷却後の保持時にフェライトではなくベイナイトが生成し、降伏比ＹＲを増大させる。したがって、Ｍｎ含有量は２．５％以下とし、好ましくは２．４％以下とし、より好ましくは２．３％以下とする。
　Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと粒界に偏析することで伸びを劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０５％以下とし、より好ましくは０．０３％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、現在において工業的に実施可能な下限は０．００１％程度である。よって、Ｐ含有量は、好ましくは０．００１％とし、より好ましくは０．００３％以上とし、さらに好ましくは０．００５％以上とする。
　Ｓ：０．０５０％以下
　Ｓは、ＭｎＳ等の形成を通じて伸びを劣化させる。また、ＳとともにＴｉを含有する場合には、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等の形成を通じて伸びを劣化させるおそれがある。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とし、好ましくは０．０３０％以下とし、より好ましくは０．０２０％以下とし、さらに好ましくは０．０１０％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、現在において工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。よって、Ｓ含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。
　Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下
　Ａｌは、十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減し、伸びを良好にするために添加される。Ａｌ含有量が０．０１％未満だと、上記の効果が得られない。したがって、Ａｌ含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．２０％を超えると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大に生成するため、伸びが低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１７％以下とし、より好ましくは０．１５％以下とする。
　Ｎ：０．１０％以下
　Ｎは、結晶粒界をピン止めできるＡｌＮ等の窒化物系の析出物を生成する元素であり、伸びを良好にするために添加される。しかし、Ｎ含有量が０．１０％を超えると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大に生成するため、伸びが低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０５％以下とし、より好ましくは０．０１％以下とする。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、現在において工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。よって、Ｎ含有量は、好ましくは０．０００６％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。
　本発明の鋼板は、上記の元素を含有し、残部のＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。特に、本発明の一実施形態に係る鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　本発明の一実施形態に係る鋼板は、さらに以下の元素を任意添加元素として含有することができる。
　Ｎｂ：０．０４０％以下、
　Ｔｉ：０．０３０％以下、
　Ｂ：０．００３０％以下、
　Ｃｒ：０．３％以下、
　Ｍｏ：０．２％以下、および
　Ｖ：０．０６５％以下のうち１種または２種以上
　さらに、任意添加元素として、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上を、合計で０．１％以下含有することができる。なお、本発明において、これらの任意添加元素を、後述する各好適下限値未満で含む場合、その元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
　Ｎｂ：０．０４０％以下
　Ｎｂは、旧γ粒の微細化や微細析出物の生成を通じて、高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Ｎｂを積極的に含有させる場合には、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましく、０．００２０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｎｂを多量に含有させると、炭窒化物系の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。また、炭窒化物系の析出物量の増加によりフェライトにおいて引張強度ＴＳに対して降伏強度ＹＳが相対的に高まるため、降伏比ＹＲも増大する。このため、Ｎｂを含有させる場合には、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下が好ましく、０．０３５％以下がより好ましく、０．０３０％以下がさらに好ましい。
　Ｔｉ：０．０３０％以下
　Ｔｉは、Ｎｂと同様に、旧γ粒の微細化や微細析出物の生成を通じて、高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Ｔｉを積極的に含有させる場合には、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましく、０．００２０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｔｉを多量に含有させると、炭窒化物系の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。また、炭窒化物系の析出物量の増加によりフェライトにおいて引張強度ＴＳに対して降伏強度ＹＳが相対的に高まるため、降伏比ＹＲも増大する。このため、Ｔｉを含有させる場合には、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下が好ましく、０．０２５％以下がより好ましく、０．０２０％以下がさらに好ましい。
　Ｂ：０．００３０％以下
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。Ｂの含有により、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所望の強度を得やすくなる。このような効果を得るため、Ｂを積極的に含有させる場合には、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００２％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％超になると、ＢＮ等の窒化物系の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００３０％以下が好ましく、０．００２５％以下がより好ましく、０．００２０％以下がさらに好ましい。
　Ｃｒ：０．３％以下
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。Ｃｒ量の下限は特に限定しないが、上記効果を得る観点からは、Ｃｒ含有量は０．００５％以上が好ましい。しかしながら、Ｃｒ量が多くなりすぎると、炭化物等の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。また、鋼板表面に更にめっき処理を施す場合に、水素イオンの発生を伴う酸化物形成反応を起こす場合がある。これにより、地鉄表面のｐＨの上昇を妨げてリン酸亜鉛結晶の析出を妨げ、化成不良が引き起こされ、めっき層の表面特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃｒを含有させる場合には、Ｃｒ含有量は０．３％以下が好ましく、０．２％以下がより好ましく、０．１％以下がさらに好ましい。
　Ｍｏ：０．２％以下
　Ｍｏは、Ｃｒと同様に、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。Ｍｏ量の下限は特に限定しないが、上記効果を得る観点からは、Ｍｏ含有量は０．００５％以上が好ましい。しかしながら、Ｍｏ量が多くなりすぎると、炭化物等の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。また、鋼板表面に更にめっき処理を施す場合に、Ｃｒの場合と同様のメカニズムによってめっき層の表面特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｍｏを含有させる場合には、Ｍｏ含有量は０．２％以下が好ましく、０．１％以下がより好ましく、０．０４％以下がさらに好ましい。
　Ｖ：０．０６５％以下
　Ｖは、ＣｒおよびＭｏと同様に、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。Ｖ量の下限は特に限定しないが、上記効果を得る観点からは、Ｖ含有量は０．００５％以上が好ましい。しかしながら、Ｖ量が多くなりすぎると、炭化物等の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。また、鋼板表面に更にめっき処理を施す場合に、ＣｒおよびＭｏの場合と同様のメカニズムによってめっき層の表面特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量は０．０６５％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましく、０．０３５％以下がさらに好ましい。
Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上：合計で０．１％以下
　Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒは、めっき品質を劣化させることなく、強度を高める元素である。このような効果を得るため、これらの元素の含有量は、単独または合計で０．００１０％以上が好ましい。ただし、これらの元素の合計の含有量が０．１％を超えると、上記の効果が飽和する。そのため、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上を含有させる場合、これらの元素の合計の含有量は０．１％以下が好ましい。
［組織］
　次いで、本発明の鋼板の組織について説明する。
　本発明の鋼板の組織は、面積率で、フェライトが４５％以上９０％以下、マルテンサイトが５％以上３０％以下、ベイナイトが１％以上２５％以下、残留オーステナイトが３％以上である。また、本発明の鋼板の組織では、鋼における平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］、マルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｍ、フェライト中の平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｆとしたとき、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］が１．００以上１．１５以下、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆが１．００以上１．３０以下である。
　なお、面積率とは、鋼組織全体の面積に対する各金属相の面積が占める割合のことを指す。
　フェライトの面積率：４５％以上９０％以下
　フェライトは、鋼板の伸びを良好にし、加工性を良好にする観点から必要な組織である。したがって、フェライトの面積率は４５％以上であることが必要であり、好ましくは５０％以上であり、より好ましくは５５％以上である。つまり、フェライトの面積率が最も高い、フェライト主相の組織であることがより好ましい。一方、フェライトの面積率が過剰となると、強度を確保するためのマルテンサイトの面積率が減少し、鋼板において所望の強度を確保することが困難となる。したがって、フェライトの面積率は９０％以下とし、好ましくは８５％以下、より好ましくは８０％以下とする。
　なお、本明細書におけるフェライトは、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織であり、通常、比較的高温でオーステナイトから変態することにより生成される。
　マルテンサイトの面積率：５％以上３０％以下
　マルテンサイトは高強度化に寄与するので、適度な強度を確保するために必要な組織である。したがって、マルテンサイトの面積率は５％以上とすることが必要であり、好ましくは８％以上とし、より好ましくは１０％以上とする。一方、マルテンサイトの面積率の増大は伸びの低下の原因となる。したがって、マルテンサイトの面積率は３０％以下とし、好ましくは２８％以下、より好ましくは２５％以下とする。
　なお、本明細書におけるマルテンサイトは、マルテンサイト変態点（単にＭｓ点ともいう。）以下でオーステナイトから変態することにより生成した硬質な組織を指し、焼入れままのいわゆるフレッシュマルテンサイトと、該フレッシュマルテンサイトが再加熱されて焼戻されたいわゆる焼戻しマルテンサイトとの両方を含むものとする。
　ベイナイトの面積率：１％以上２５％以下
　ベイナイトの存在は降伏比を高める要因となるため、低くする必要がある。したがって、ベイナイトの面積率は２５％以下とし、好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下とする。一方、焼鈍後冷却時または該冷却後の保持時にフェライトを生成させる際に少なからずベイナイトが生成してしまうため、ベイナイトの面積率の下限は１％とした。従来技術では、高温域でオーステナイト中にＭｎが濃化し易く、これに起因して、焼鈍後の冷却以降で比較的多量のベイナイトが生成しやすかった。しかしながら本発明では、後述するとおり焼鈍条件を適正化することにより、残留オーステナイト率を確保しつつベイナイト率を抑えることができるので、優れた加工性を発揮させることができる。
　なお、本明細書におけるベイナイトは、針状または板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織であり、Ｍｓ点以上の比較的低温でオーステナイトから変態して生成する。
　残留オーステナイトの面積率：３％以上
　残留オーステナイトは、良好な伸びを得るために必要な組織である。したがって、残留オーステナイトの面積率は３％以上とし、好ましくは５％以上とし、より好ましくは７％以上とする。残留オーステナイトの面積率の上限は特に限定せず、良好な伸びを得る観点からは高い方が望ましい。一方、残留オーステナイトの面積率は通常は２０％以下が好ましい。降伏比を低減するためにベイナイトの生成を抑制して、フェライトの生成を促進し易い観点からは、残留オーステナイトの面積率はより好ましくは１５％以下、さらに好ましくは１０％以下とする。
　なお、本明細書における残留オーステナイトは、オーステナイトからフェライト、マルテンサイト、ベイナイトまたはその他の金属相に変態せずに残ったオーステナイトである。
　その他の金属相の面積率：５％以下
　本発明の鋼板の組織には、上述したフェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト以外のその他の金属相が更に含まれていてもよい。その他の金属相の面積率は５％以下であれば許容され、１％以下であることが好ましい。なお、その他の金属相の面積率は０％であってもよい。
　その他の金属相としては、例えば、パーライトが挙げられる。本明細書においてパーライトは、フェライトと針状セメンタイトとからなる組織である。
　ここで、各相の面積率は以下のとおり測定することができる。
　すなわち、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトについては、鋼板の地鉄領域（後述するめっき層を有する場合、該めっき層を除く領域を指す）から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により倍率１５００倍で観察してＳＥＭ像を得、ポイントカウンティング法により、板厚１／４位置におけるフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの面積率を測定する。
　なお、ＳＥＭ像では、マルテンサイトは白色の組織を呈している。また、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトでは、内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは、黒色の組織を呈している。ベイナイトは、黒色の組織の中に白色の炭化物が析出している。これらの判断基準に基づいて、ＳＥＭ像から各相を識別する。ただし、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認するものとする。
　また、残留オーステナイトの面積率は以下のとおり測定することができる。
　地鉄としての鋼板の表面から板厚１／４位置まで研磨後、化学研磨により更に０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ＦＣＣ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ＢＣＣ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ＢＣＣ鉄（フェライト）各面からの積分反射強度に対するＦＣＣ鉄（オーステナイト）各面からの積分反射強度の強度比から求めたオーステナイトの割合を残留オーステナイト面積率とする。
　そして、その他の金属相の面積率は、１００％から、測定されたフェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの各面積率を減ずることにより算出することができる。
　［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］：１．００以上１．１５以下
　鋼の平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］）に対するマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］Ｍ）が高いということは、最終製品である鋼板においてＭｎの濃度分布が大きいことを意味する。一般にＭｎは、上述のとおり最終的にマルテンサイトへと濃化しやすい。マルテンサイトにＭｎが濃化した大きな濃度分布は、オーステナイトからマルテンサイトへ変態された際に、マルテンサイトの変態膨張量が大きくなって膨張することでフェライトへひずみが導入されたことを示し、降伏比を高める原因となる。したがって、降伏比を低めて加工性を高める観点から、鋼板におけるＭｎの濃度分布を小さくすること（［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］を低減すること）が極めて肝要である。
　ここで、焼鈍保持時の組織におけるオーステナイト中のＭｎ濃度は、焼鈍後の冷却時または該冷却後の保持時にオーステナイトから変態する相がフェライトかベイナイトかを決める要因の１つとなる。また、焼鈍保持時の組織におけるオーステナイト中のＭｎ濃度は、最終製品となる鋼板のマルテンサイト中のＭｎ濃度と一定の相関がある。例えば、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］を低くする、つまり、焼鈍保持時の組織におけるオーステナイト中へのＭｎの濃化を抑制するほど、焼鈍後の冷却時以降にフェライト変態しやすくなる。一方、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］を高くする、つまり、焼鈍保持時の組織におけるオーステナイト中へのＭｎの濃化が進むほど、焼鈍後の冷却時以降にベイナイト変態しやすくなり、降伏比を増大させる。［Ｍｎ］Ｍが［Ｍｎ］に対して１．１５倍超に高まると、Ｍｎの濃度分布が高いことに加え、ベイナイト変態の促進が顕著である。したがって、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］は、１．１５以下である必要があり、好ましくは１．１３以下とし、より好ましくは１．１０以下とする。
　一方、Ｍｎはフェライトから吐き出され、オーステナイトへ濃化するため、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］の下限は１．００となる。
　［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆ：１．００以上１．３０以下
　マルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］Ｍ）とフェライト中の平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］Ｆ）との比は、降伏比を決める要因の１つとなる。一般にＭｎは、上述のとおり最終的にマルテンサイトへと濃化しやすい。マルテンサイトにＭｎが濃化した大きな濃度分布は、オーステナイトからマルテンサイトへ変態された際に、マルテンサイトの変態膨張量が大きくなって膨張することでフェライトへひずみが導入されたことを示し、降伏比を高める原因となる。低降伏比を得るためには［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆを低減することが極めて肝要である。したがって、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆは、１．３０以下である必要があり、好ましくは１．２５以下とし、より好ましくは１．２０以下とする。
　一方、Ｍｎはフェライトから吐き出され、オーステナイトへ濃化するため、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆの下限は１．００となる。
　なお、鋼組織における［Ｍｎ］Ｍおよび［Ｍｎ］Ｆは、以下のように測定することができる。
　すなわち、鋼板の地鉄領域のいずれかの表面から、板厚方向に厚みの１／４位置において、ＥＰＭＡを用いて試料圧延方向に２０μｍおよび試料板厚方向に２０μｍの範囲の分布像を格子状に測定間隔０．１μｍで測定し、各測定点のＭｎ濃度を測定する。また、上記分布像と同じ位置のＳＥＭ像も得る。得られた分布像とＳＥＭ像と照らし合わせ、マルテンサイトおよびフェライトそれぞれにおける全測定点のＭｎ濃度の平均値を、［Ｍｎ］Ｍおよび［Ｍｎ］Ｆ（単位：質量％）とする。
　なお、［Ｍｎ］は、鋼板の成分組成のＭｎ含有量（単位：質量％の濃度）である。
［機械的特性］
　（ＴＳ×Ｅｌ）：１６０００ＭＰａ・％以上
　本発明の鋼板は、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と伸びＥｌ（％）との積ＴＳ×Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％以上である必要がある。本発明の鋼板には、強度を低めることなく伸びを高めて、優れた加工性を発揮させる必要がある。ＴＳ×Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％を下回ると、引張強度ＴＳまたは伸びＥｌの少なくとも一方に劣る。ＴＳ×Ｅｌは、１６５００ＭＰａ・％以上が好ましく、１７０００ＭＰａ・％以上がより好ましい。一方、過度なＴＳの上昇はフェライト量を減少させることになるため、ＴＳの増加量以上にＥｌを低める原因となる。逆に、過度なＥｌの上昇はＴＳを低め、所望のＴＳが得られなくなる原因となる。そのため、ＴＳ×Ｅｌは１８０００ＭＰａ・％以下とすることが好ましい。
　ＹＲ
　また、本発明の鋼板は、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）に対する降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）の比で算出される降伏比ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳが０．８０以下であることが好ましく、０．７５以下であることがより好ましく、０．７０以下であることが更に好ましい。降伏比が低いことは、例えば鋼板を複雑な形状に成形しても破断せずに加工性に優れることを意味する。一方、自動車に好適に用いるために最低限必要な衝突特性を得る観点からは、降伏比ＹＲを０．５０以上とすることができる。
　ＴＳ
　本発明の鋼板は、所望の強度を発揮させる観点から、引張強度ＴＳが７５０ＭＰａ以上であることが好ましく、より好ましくは７８０ＭＰａ以上である。引張強度の上限は特に限定されないが、伸びＥｌ等の他の特性とのバランスの取りやすさの観点から、引張強度は９８０ＭＰａ未満が好ましい。
　ここで、引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳおよび伸びＥｌは、以下のようにして測定することができる。
　すなわち、鋼板の地鉄領域の板幅中央部から、圧延方向が長手方向となるように、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、ＴＳ、ＹＳおよびＥｌを測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。
［めっき層］
　本発明の一実施形態に従う鋼板は、例えば防錆・防腐などの所望の特性を鋼板に付与する観点から、更に、表面の少なくとも一方にめっき層を有していてもよく、両表面にめっき層を有することができる。めっき層としては、例えば、Ｚｎ系めっき層やＡｌ系めっき層などが挙げられる。めっき層の形成方法は、乾式法でも湿式法でもよく公知の手法に従うことができるが、大面積を効率的かつ低コストでめっきする観点からは、溶融めっき、電気めっきなどの湿式法が好ましい。また、めっき付着量、めっき層中の成分等の種々のめっき特性を調整しやすい観点からは溶融めっきがより好ましく、溶融亜鉛めっきが更に好ましい。
（鋼板の製造方法）
　次いで、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の製造方法は、所定の成分組成を有する鋼スラブを用い、所定の条件に従った熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程と、任意にその他の工程とを有し、とりわけ、焼鈍工程を急速に行うことを特徴とする。本発明の製造方法における焼鈍工程を所定の条件に従って急速に行うことにより、ベイナイトの過剰生成を抑制しつつ、マルテンサイト中のＭｎ濃度も抑制することができ、得られる鋼板に優れた強度と加工性とを発揮させることができる。
　本発明の製造方法は、例えば、本発明の鋼板を得るために好適に使用することができる。そして、本発明の製造方法は、自動車部材などの強度および加工性を求められる鋼板を得る目的で好適に使用できる。
　なお、以下の説明において、温度は、特に断らない限り鋼板（地鉄）表面温度とする。鋼板表面温度は例えば放射温度計を用いて測定することができる。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、上述した成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上９００℃以下で圧延し、その後、巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下まで冷却して巻き取って、熱延板を得る。ここで、使用する鋼スラブの調製方法は特に限定されず、造塊法、薄スラブ鋳造法、連続鋳造法によって調製可能である。中でも、成分元素のマクロ偏析を防止する観点からは、連続鋳造法で調製することが好ましい。
　スラブ加熱温度：１２００℃以上
　スラブ加熱温度が１２００℃未満では、ＡｌＮ等の析出物が固溶しないため、熱間圧延時に粗大化し、伸びを劣化させる。したがって、スラブ加熱温度は１２００℃以上とし、好ましくは１２３０℃以上とし、より好ましくは１２５０℃以上とする。なお、スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、製造コストの観点からは１４００℃以下が好ましく、より好ましくは１３５０℃以下とする。
　仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上９００℃以下
　仕上げ圧延終了温度が８４０℃未満では、仕上げ圧延終了温度に達するまで温度を低下させるのに時間がかかり、介在物および粗大炭化物が生成して伸びを劣化させる。また、鋼板の内部の品質も低下するおそれがある。したがって、仕上げ圧延温度は８４０℃以上とし、好ましくは８６０℃以上である。一方、圧延中の高温での保持時間が長いと、粗大な介在物が生成して伸びを劣化させる。したがって、仕上げ圧延温度は９００℃以下とし、好ましくは８８０℃以下である。
　巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下
　巻取温度が６５０℃超になると、地鉄である鋼板表面が脱炭する可能性があり、鋼板内部と表面とで組織差が生じ、合金濃度ムラの原因となるおそれがある。また、粗大な炭化物や窒化物が生成して伸びを劣化させる。したがって、巻取り温度は６５０℃以下とし、好ましくは６３０℃以下である。一方、次工程の冷間圧延性の低下を防ぐために、巻取り温度は４５０℃以上とし、好ましくは４７０℃以上である。
　巻取り後の熱延板を酸洗してもよい。酸洗条件は特に限定されず、常法に従えばよい。加えて、巻取り後の熱延板に、組織軟質化のための熱処理を施してもよい。
［冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、熱間圧延工程で得られた熱延板を冷間圧延し、冷延板を得る。冷間圧延工程の目的は狙いの板厚に制御することなので、所望の板厚に制御できれば圧延条件は特に制限されない。ただし、冷間圧延率が低い場合、次の焼鈍工程時に再結晶が生じにくく、未再結晶フェライトが生成することで伸びが低下する可能性がある。したがって、冷間圧延率は２０％以上が好ましく、より好ましくは３０％以上である。一方、冷間圧延率が高い場合、ひずみの過剰付与により次の焼鈍工程時に再結晶が生じにくく、未再結晶フェライトが生成することで伸びが低下する可能性がある。したがって、冷間圧延率は９０％以下が好ましく、より好ましくは８０％以下である。
［焼鈍工程］
　焼鈍工程では、冷間圧延工程で得られた冷延板に対して焼鈍を行い、鋼板を得る。本発明では、焼鈍条件を、以下の条件に制御することが極めて重要である。すなわち、６００℃から焼鈍温度までの温度域を平均加熱速度：１℃／秒以上７℃／秒以下で加熱し、加熱後、焼鈍温度：（ＡＣ１点＋５０℃）以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下、焼鈍保持時間：１秒以上３５秒未満で焼鈍し、焼鈍後、焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域を平均冷却速度：１０℃／秒以上５０℃／秒以下、一次冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下で一次冷却し、一次冷却後、一次冷却停止温度から二次冷却停止温度に達するまでの滞留時間：２０秒以上１００秒以下、二次冷却停止温度：４００℃以上５００℃以下で二次冷却する。焼鈍条件を上記のとおり制御しなければ、得られる鋼板の組織面積率およびＭｎ濃度分布を所定範囲内に抑制できず、鋼板が優れた強度および加工性を両立することができない。
　６００℃から焼鈍温度までの平均加熱速度：１～７℃／秒
　焼鈍工程における加熱速度を高めることは本発明の主な特徴の一つである。特に、６００℃から焼鈍温度までの高温度域の加熱速度が遅すぎると、拡散速度が遅いＭｎもオーステナイトへ濃化する。そして、オーステナイト中のＭｎ濃度が高いと、後の変態プロセスにおいて、ベイナイト変態が促進されることに加え、Ｍｎがマルテンサイトに濃化してＭｎ濃度分布が高まる。これは、降伏比の上昇、ひいては加工性の劣化をもたらす。したがって、６００℃から焼鈍温度までの温度域の平均加熱速度は１℃／秒以上とし、好ましくは２℃／秒以上、より好ましくは３℃／秒以上とする。一方、フェライトを再結晶させてフェライトの面積率を確保する観点、および、炭素をオーステナイトへ濃化させて最終的に残留オーステナイトを生成させる観点からは、加熱速度は遅い方がよい。したがって、６００℃から焼鈍温度までの温度域の平均加熱速度は７℃／秒以下とし、好ましくは６℃／秒以下、より好ましくは５℃／秒以下とする。
　焼鈍温度：（ＡＣ１点＋５０℃）～（ＡＣ３点＋２０℃）
　焼鈍温度が（ＡＣ１点＋５０℃）未満では、粗大なＦｅ系析出物が生成するため、強度および伸びが低下する。したがって、焼鈍温度は（ＡＣ１点＋５０℃）以上とし、好ましくは（ＡＣ１点＋６０℃）以上とする。一方、焼鈍温度が（ＡＣ３点＋２０℃）超では、フェライト相の面積率が減少し、伸びが低下する。したがって、焼鈍温度は（ＡＣ３点＋２０℃）以下とし、好ましくは（ＡＣ３点＋１０℃）以下とする。
　なお、本明細書におけるＡＣ１点およびＡＣ３点は、それぞれ以下の式（１）、（２）により算出する。
　ＡＣ１＝７２３＋２２（％Ｓｉ）－１８（％Ｍｎ）＋１７（％Ｃｒ）＋４．５（％Ｍｏ）＋１６（％Ｖ）　・・・（１）
　ＡＣ３＝９１０－２０３√（％Ｃ）＋４５（％Ｓｉ）－３０（％Ｍｎ）－２０（％Ｃｕ）－１５（％Ｎｉ）＋１１（％Ｃｒ）＋３２（％Ｍｏ）＋１０４（％Ｖ）＋４００（％Ｔｉ）＋４６０（％Ａｌ）　・・・（２）
　ただし、各式（１）、（２）において、（％元素記号）は成分組成における各元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
　焼鈍保持時間：１秒以上３５秒未満
　焼鈍温度での保持時間（焼鈍保持時間）を短く制御することも本発明の主な特徴の一つである。焼鈍保持時間は、変態前のオーステナイトおよび変態後のフェライト中のＭｎ濃度を制御するために重要な因子である。オーステナイトへのＭｎの濃化を抑制し、また、変態プロセス中のフェライトからマルテンサイトへのＭｎの濃化を抑制して降伏比を低減させる観点からは、焼鈍保持時間は短いほどよい。したがって、焼鈍保持時間は３５秒未満とし、好ましくは３０秒以下、より好ましくは２５秒以下、さらに好ましくは２０秒以下とする。一方、焼鈍保持時間が１秒未満となると、粗大なＦｅ系析出物が溶解しないため、伸びが低下する。したがって、焼鈍保持時間は１秒以上とし、好ましくは５秒以上とする。
　焼鈍温度から一次冷却停止温度までの平均冷却速度：１０～５０℃／秒
　焼鈍温度での焼鈍以降の一次冷却過程では、フェライトを生成させるために冷却速度を制御する必要がある。一次冷却における冷却速度が遅いと、フェライトに加えてパーライトが生成し、伸びに劣るため、パーライトの生成を抑制するために加速冷却する必要がある。したがって、焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域の平均冷却速度（平均一次冷却速度）は１０℃／秒以上とし、好ましくは１２℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上とする。一方、冷却速度が速すぎると、フェライトの生成が生じず、後の二次冷却時にベイナイトが生成して降伏比を高めるため、平均一次冷却速度は５０℃／秒以下とすし、好ましくは４５℃／秒以下、より好ましくは４０℃／秒以下とする。
　一次冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下
　６００℃以上はフェライトおよびパーライトの生成温度域であるため、一次冷却停止温度が６００℃超であると、続く二次冷却時にフェライトの過剰生成またはパーライトの生成により、ＴＳ×Ｅｌが低下し、加工性が劣化する。したがって、一次冷却停止温度は６００℃以下とし、好ましくは５５０℃以下とする。一方、４５０℃未満の温度域はベイナイトの生成温度域であるため、一次冷却停止温度が４５０℃未満であると、続く二次冷却時の滞留温度が低くなりすぎ、ベイナイトが過剰生成する。したがって、一次冷却停止温度は４５０℃以上とし、好ましくは４８０℃以上とする。
　一次冷却停止温度から二次冷却停止温度までの滞留時間：２０～１００秒
　一次冷却停止温度から二次冷却停止温度までの二次冷却過程では、オーステナイトへ炭素を濃化させて残留オーステナイトを生成させるために、上記温度間の滞留時間を制御する必要がある。一次冷却停止温度から二次冷却停止温度までの滞留時間が長いほどオーステナイトへ炭素が濃化し、結果として生じる残留オーステナイトによって伸びが向上する。したがって、一次冷却停止温度から二次冷却停止温度に達するまでの滞留時間は２０秒以上とし、好ましくは２５秒以上、より好ましくは３０秒以上とする。一方、一次冷却停止温度から二次冷却停止温度までの滞留時間が長すぎると、ベイナイトが生成し、降伏比が増大する。したがって、一次冷却停止温度から二次冷却停止温度までの滞留時間は１００秒以下とし、好ましくは９０秒以下、より好ましくは８０秒以下とする。
　二次冷却停止温度：４００℃以上５００℃以下
　５００℃超の温度域はパーライトの生成温度域であるため、二次冷却停止温度が５００℃超であると、パーライトの生成によりＴＳ×Ｅｌが低下し、加工性が劣化する。したがって、二次冷却停止温度は５００℃以下とし、好ましくは４９０℃以下とする。一方、二次冷却停止温度が４００℃未満では、ベイナイト中の炭化物生成量が過剰となってオーステナイトへ濃化する炭素量が少なくなるので、結果として残留オーステナイト量の減少によりＴＳ×Ｅｌが低下し、加工性が劣化する。したがって、二次冷却停止温度は４００℃以上とし、好ましくは４４０℃以上とする。
［めっき工程］
　本発明の製造方法は、更に、上述の焼鈍工程における二次冷却後に、場合によっては更に後述のその他の工程後に、鋼板の表面の少なくとも一方にめっき処理を施すめっき工程を行ってもよい。ただし、めっき工程が地鉄としての鋼板の特性を変化させないことが望ましい。めっき層について上述したとおり、めっき工程では、例えば、Ｚｎ系めっき層やＡｌ系めっき層などを形成することができる。また、めっき工程は、乾式法でも湿式法でもよく公知の手法に従うことができるが、大面積を効率的に低コストでめっきする観点からは、溶融めっき、電気めっきなどの湿式法が好ましい。また、上述のとおり種々のめっき特性を調整しやすい観点からは溶融めっきがより好ましく、溶融亜鉛めっきが更に好ましい。めっき工程は、公知の手法に従って行うことができる。
［その他の工程］
　本発明の製造方法は、上述の工程に加え、例えば、焼鈍工程後に形状調整のための調質圧延工程などのその他の工程を更に有することができる。これに替えて、または、これに加えて、例えば、上述しためっき工程後に形状調整のための調質圧延工程、脱水素のための熱処理工程などのその他の工程を更に有することもできる。その他の工程の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。なお、脱水素のための熱処理工程では温度が高いと焼戻しにより特性を変化させるため、１００℃以下が好ましい。
　以上に説明した本発明の製造方法によれば、所定条件に従った、熱間圧延工程、冷間圧延工程および焼鈍工程を行うことにより、鋼板の鋼組織における相分率およびＭｎ濃度分布を制御することができ、強度を確保しつつ加工性に優れた鋼板を得ることが可能となる。よって、得られた鋼板を自動車車体等の自動車部材に好適に用いることができる。
　以下、本発明について実施例に基づき具体的に説明する。なお、以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明を何ら限定するものではない。また、以下の実施例は、本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、そのような態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
　評価用鋼板の製造
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延して、２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。
　得られた分塊圧延材を板厚４．０ｍｍ厚まで、表２に示す条件で熱間圧延し、熱延板を得た。次いで、熱延板を研削加工し、板厚３．０ｍｍにした後、板厚１．８～０．９ｍｍまで、表２に示す条件で冷間圧延し、冷延板を得た。次いで、得られた冷延板に、表２に示す条件で焼鈍を行い、更にいくつかの例では表２に示す条件でめっき処理を行い、鋼板を製造した。
　めっき付着量は、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）法によって測定した。より具体的には、めっき層が形成された鋼板表面を脱脂して試験片とした後に、高精度の秤を用いて１次坪量した。その後、溶液が漏れないように密着させ、試験片を３０ｃｃの１：３ＨＣｌ溶液に投入し、インヒビター（ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）を２～３滴投入した。試験片の表面でのＨ２ガスの発生が終了した後、溶液を捕集する。以後、試験片を完全に乾燥させた後に２次坪量し、１次坪量値と２次坪量値との差を単位面積で割った値をめっき層のめっき付着量とした。
　なお、表１における空欄は、元素を意図的に添加していないことを表し、必ずしも０質量％とは限らず、不可避的不純物として含有される場合がある。
　また、表２における空欄は、めっき工程を行わなかったことを表し、表２のめっき法における「ＧＩ」、「ＧＡ」および「ＥＧ」はそれぞれ、ＧＩ：溶融亜鉛めっき、ＧＡ：合金化溶融亜鉛めっき、およびＥＧ：電気亜鉛めっきを意味する。
　上記評価用鋼板の製造において、電気亜鉛めっきには、純Ｚｎでは、電気めっき液として、純水に４４０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物を加え、硫酸によりｐＨ２．０に調整したものを用いた（表２のＮｏ．１３および１４）。Ｚｎ－Ｎｉでは、純水に１５０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物および３５０ｇ／Ｌの硫酸ニッケル六水和物を加え、硫酸によりｐＨ１．３に調整したものを用いた（表２のＮｏ．１５）。Ｚｎ－Ｆｅでは、純水に５０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物および３５０ｇ／Ｌの硫酸Ｆｅを加え、硫酸によりｐＨ２．０に調整したものを用いた（表２のＮｏ．１６）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた鋼板について、鋼板（地鉄）組織における各相の面積率およびＭｎ濃度、並びに鋼板（地鉄）の機械的特性はそれぞれ、上述した要領に従って測定した。具体的には、組織の同定（ポイントカウンティング法）では、ＳＥＭによる観察領域（８２μｍ×５７μｍの領域）上に間隔が均等となるように１６×１５の格子を置いた。そして、格子点おける各相の点数を数え、格子点総数に対する各相が占める格子点数の割合を、各相の面積率とした。また、各相の面積率は、別々の３つのＳＥＭ像から求めた各相の面積率の平均値とした。
　加工性の評価は以下の基準で行った。
　◎　ＴＳ×Ｅｌ：１６５００ＭＰａ・％以上かつＹＲ：０．７５以下
　○　ＴＳ×Ｅｌ：１６０００ＭＰａ・％以上かつＹＲ：０．８０以下（ただし◎を除く）
　×　ＴＳ×Ｅｌ：１６０００ＭＰａ・％未満および／またはＹＲ：０．８０超
　そして、鋼板としての合格・不合格を以下の基準で判定し、合格については表３の備考に発明例として示し、不合格については表３の備考に比較例として示した。結果を表３に示す。
　合格　　ＴＳ：７５０ＭＰａ以上かつ加工性：〇または◎
　不合格　ＴＳ：７５０ＭＰａ未満および／または加工性：×
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表１および３から明らかなとおり、所定の成分組成および各相の面積率を有し、Ｍｎ濃度分布を所定以下に抑制し、かつ、所定の高いＴＳ×Ｅｌ値を有する鋼板は、強度を確保しつつ優れた加工性を発揮できることがわかる。
　また、表１～３から明らかなとおり、所定の成分組成を有する鋼スラブを用いて、熱間圧延工程、冷間圧延工程および焼鈍工程を適切に制御することにより、得られる鋼板が所望の組織、Ｍｎ濃度分布及びＴＳ×Ｅｌ値を有し、優れた加工性を発揮できることがわかる。
　そして、このように加工性に優れた鋼板の表面に対し、良好にめっき層を施すことができた。このように加工性に優れた鋼板は、自動車車体に代表される複雑な形状への成形を要する用途において好適に用いることができる。
 

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０８％以上０．１６％以下、
    　Ｓｉ：０．５％以上１．５％以下、
    　Ｍｎ：１．７％以上２．５％以下、
    　Ｐ：０．１０％以下、
    　Ｓ：０．０５０％以下、
    　Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、
    　Ｎ：０．１０％以下、および
    　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　鋼組織全体に対する面積率で、フェライトが４５％以上９０％以下、マルテンサイトが５％以上３０％以下、ベイナイトが１％以上２５％以下、残留オーステナイトが３％以上およびその他の金属相が５％以下であり、
    　鋼の平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］、前記マルテンサイトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｍ、前記フェライトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｆとしたとき、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］が１．００以上１．１５以下、かつ、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆが１．００以上１．３０以下であり、
    　引張強度と伸びとの積が１６０００ＭＰａ・％以上である、鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｎｂ：０．０４０％以下、
    　Ｔｉ：０．０３０％以下、
    　Ｂ：０．００３０％以下、
    　Ｃｒ：０．３％以下、
    　Ｍｏ：０．２％以下、および
    　Ｖ：０．０６５％以下のうち１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上：合計で０．１％以下
    を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　引張強度に対する降伏強度の比で算出される降伏比が０．８０以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 　表面の少なくとも一方に更にめっき層を有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上９００℃以下で圧延し、その後、巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下まで冷却して巻き取って、熱延板を得る熱間圧延工程と、
    　前記熱延板を冷間圧延し、冷延板を得る冷間圧延工程と、
    　前記冷延板を焼鈍し、鋼板を得る焼鈍工程と、を有する鋼板の製造方法であって、
    　　前記焼鈍工程において、
    　　６００℃から焼鈍温度までの温度域を平均加熱速度：１℃／秒以上７℃／秒以下で加熱し、
    　　加熱後、前記焼鈍温度：（ＡＣ１点＋５０℃）以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下、焼鈍保持時間：１秒以上３５秒未満で焼鈍し、
    　　焼鈍後、前記焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域を平均冷却速度：１０℃／秒以上５０℃／秒以下、前記一次冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下で一次冷却し、
    　　一次冷却後、前記一次冷却停止温度から二次冷却停止温度に達するまでの滞留時間：２０秒以上１００秒以下、前記二次冷却停止温度：４００℃以上５００℃以下で二次冷却する、鋼板の製造方法。
  7. 　前記焼鈍工程における二次冷却後に、更に、前記鋼板の表面の少なくとも一方にめっき処理を施すめっき工程を有する、請求項６に記載の鋼板の製造方法。
     
PCT/JP2021/046369 2020-12-24 2021-12-15 鋼板およびその製造方法 WO2022138396A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US18/257,151 US20240026481A1 (en) 2020-12-24 2021-12-15 Steel sheet and production method therefor
JP2022519846A JP7151936B1 (ja) 2020-12-24 2021-12-15 鋼板およびその製造方法
MX2023007616A MX2023007616A (es) 2020-12-24 2021-12-15 Lamina de acero y metodo de produccion de la misma.
EP21910544.2A EP4269631A1 (en) 2020-12-24 2021-12-15 Steel sheet and method for producing same
KR1020237021231A KR20230110340A (ko) 2020-12-24 2021-12-15 강판 및 그 제조 방법
CN202180086421.9A CN116670307A (zh) 2020-12-24 2021-12-15 钢板及其制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020215769 2020-12-24
JP2020-215769 2020-12-24

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022138396A1 true WO2022138396A1 (ja) 2022-06-30

Family

ID=82159274

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2021/046369 WO2022138396A1 (ja) 2020-12-24 2021-12-15 鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20240026481A1 (ja)
EP (1) EP4269631A1 (ja)
JP (1) JP7151936B1 (ja)
KR (1) KR20230110340A (ja)
CN (1) CN116670307A (ja)
MX (1) MX2023007616A (ja)
WO (1) WO2022138396A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024117737A1 (ko) * 2022-11-28 2024-06-06 주식회사 포스코 다단프레스 성형성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010156032A (ja) * 2009-01-05 2010-07-15 Kobe Steel Ltd 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
JP2011168876A (ja) * 2010-01-22 2011-09-01 Jfe Steel Corp 加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011168816A (ja) 2010-02-16 2011-09-01 Nippon Steel Corp 延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2012031505A (ja) 2010-06-28 2012-02-16 Nippon Steel Corp 伸びと均一塗装焼付硬化性能に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US20160186282A1 (en) * 2014-12-24 2016-06-30 Posco Hot Dip Galvanized and Galvannealed Steel Sheet Having Excellent Elongation Properties, And Method For Manufacturing The Same
WO2020209276A1 (ja) * 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2020208979A1 (ja) * 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010156032A (ja) * 2009-01-05 2010-07-15 Kobe Steel Ltd 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
JP2011168876A (ja) * 2010-01-22 2011-09-01 Jfe Steel Corp 加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011168816A (ja) 2010-02-16 2011-09-01 Nippon Steel Corp 延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2012031505A (ja) 2010-06-28 2012-02-16 Nippon Steel Corp 伸びと均一塗装焼付硬化性能に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US20160186282A1 (en) * 2014-12-24 2016-06-30 Posco Hot Dip Galvanized and Galvannealed Steel Sheet Having Excellent Elongation Properties, And Method For Manufacturing The Same
WO2020209276A1 (ja) * 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2020208979A1 (ja) * 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024117737A1 (ko) * 2022-11-28 2024-06-06 주식회사 포스코 다단프레스 성형성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR20230110340A (ko) 2023-07-21
EP4269631A1 (en) 2023-11-01
MX2023007616A (es) 2023-07-13
CN116670307A (zh) 2023-08-29
US20240026481A1 (en) 2024-01-25
JPWO2022138396A1 (ja) 2022-06-30
JP7151936B1 (ja) 2022-10-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102253720B1 (ko) 핫 프레스 부재 및 그 제조 방법
US11203795B2 (en) Ultra-high strength steel plate having excellent formability and hole-expandability, and method for manufacturing same
EP3366797B1 (en) Method for producing a hot press member
CN107709598B (zh) 高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板
JP4786521B2 (ja) 加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法
JP4367300B2 (ja) 延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2021502484A (ja) 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
CN111684091B (zh) 高强度冷轧钢板、高强度镀敷钢板以及它们的制造方法
US10570476B2 (en) High-strength steel sheet and production method therefor
JP6750771B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2016157257A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7151936B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP6947327B2 (ja) 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法
KR101736634B1 (ko) 연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
JP6780804B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN116507753A (zh) 延展性优异的超高强度钢板及其制造方法
JP7111279B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20190077987A (ko) 인산염 처리성이 우수한 초고강도 도금 냉연강판 제조방법
JP5987999B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5988000B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2024500521A (ja) 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びそれらの製造方法
WO2024070889A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2024070890A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022519846

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 21910544

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 18257151

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202180086421.9

Country of ref document: CN

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20237021231

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2023/007616

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021910544

Country of ref document: EP

Effective date: 20230724