[go: up one dir, main page]

WO2021200169A1 - 鋼板 - Google Patents

鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2021200169A1
WO2021200169A1 PCT/JP2021/010890 JP2021010890W WO2021200169A1 WO 2021200169 A1 WO2021200169 A1 WO 2021200169A1 JP 2021010890 W JP2021010890 W JP 2021010890W WO 2021200169 A1 WO2021200169 A1 WO 2021200169A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
martensite
content
rolling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2021/010890
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
林　宏太郎
孝彦 神武
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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 Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of WO2021200169A1 publication Critical patent/WO2021200169A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet.
  • Patent Document 1 proposes a steel containing Mn of 2.6% or more and 4.2% or less. Since the above steel also contains a larger amount of Mn than general high-strength steel, retained austenite is easily generated, has high elongation, and exhibits excellent formability and bendability.
  • Non-Patent Document 1 since the steel sheet disclosed in Non-Patent Document 1 has a high Mn content, weldability may become a problem when it is used for parts for automobile bodies. Therefore, considering the utility as automobile parts and the like, it is desired to improve both the strength and formability of the steel sheet with a smaller Mn content. Further, in the steel sheet disclosed in Patent Document 1, the retained austenite is not isotropic and is unevenly distributed, so that the Charpy impact characteristic at room temperature is deteriorated. As described above, when the impact characteristics are lowered, the steel material used cannot be thinned, and the weight reduction of the automobile body cannot be sufficiently achieved.
  • An object of the present invention is to solve the above problems and to provide a steel sheet having high strength and excellent strength-ductility balance, bendability and impact characteristics.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the following steel materials are the gist of the present invention.
  • the chemical composition of the steel sheet is mass%.
  • C More than 0.18% and less than 0.30%, Si: 0.001% or more and less than 2.00%, Mn: More than 2.50% and less than 4.20%, sol. Al: 0.001% or more and less than 1.00%, P: 0.030% or less, S: 0.005% or less, N: Less than 0.050%, O: Less than 0.020%, Cr: 0 to 0.50%, Mo: 0 to 0.50%, W: 0 to 0.30%, Cu: 0 to 0.30%, Ni: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.100%, Nb: 0 to 0.100%, V: 0 to 0.100%, B: 0 to 0.010%, Ca: 0 to 0.010%, Mg: 0 to 0.010%, Zr: 0 to 0.010%, REM: 0-0.010%, Sb: 0 to 0.050%, Sn: 0 to 0.050%, Bi: 0 to 0.050%, Remain
  • Residual austenite 10% or more
  • Tempering martensite 60-80%
  • Martensite less than 20%
  • the grain boundary density of small angles with a crystal orientation difference of 2 degrees or more and less than 20 degrees is 0.20 to 1.0 ⁇ m -1
  • the grain boundary density of large angles with a crystal orientation difference of 20 to 50 degrees is 0.20 to 1.0 ⁇ m -1. It is 0.30 to 0.60 ⁇ m -1 .
  • the ratio A L / A N of the particle density A N in the particle density A L and the plate thickness direction in the rolling direction of the residual austenite is 0.80 to 1.0 Steel plate.
  • the chemical composition is mass%. Cr: 0.01-0.50%, Mo: 0.01-0.50%, W: 0.01-0.30%, Cu: 0.01 to 0.30%, and Ni: 0.01 to 0.50%, Contains one or more selected from, The steel sheet according to (1) above.
  • the chemical composition is mass%. Ti: 0.005 to 0.100%, Nb: 0.005 to 0.100%, and V: 0.005 to 0.100%, Contains one or more selected from, The steel sheet according to (1) or (2) above.
  • the chemical composition is mass%.
  • the chemical composition is mass%.
  • Sb 0.0005 to 0.050%
  • Sn 0.0005 to 0.050%
  • Bi 0.0005 to 0.050%
  • a hot-dip galvanized layer is provided on the surface of the steel sheet.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (5) above.
  • An alloyed hot-dip galvanized layer is provided on the surface of the steel sheet.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (5) above.
  • C More than 0.18% and less than 0.30% C is an element necessary to increase the strength of steel and secure retained austenite. On the other hand, when C is excessively contained, it becomes difficult to maintain the weldability of the steel sheet. Therefore, the C content is set to more than 0.18% and less than 0.30%.
  • the C content is preferably 0.20% or more.
  • the C content is preferably 0.28% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Si 0.001% or more and less than 2.00%
  • Si is an element effective for strengthening tempered martensite and further improving moldability. Si also has the effect of suppressing the precipitation of cementite and promoting the formation of retained austenite.
  • the Si content is set to 0.001% or more and less than 2.00%.
  • the Si content is preferably 0.020% or more, preferably 0.10% or more, 0.30% or more, or 0.50% or more. More preferred.
  • the Si content is preferably 1.80% or less, more preferably 1.60% or less.
  • Mn More than 2.50% and less than 4.20% Mn is an element that stabilizes austenite. More than 2.50% Mn is required to stabilize austenite at room temperature. On the other hand, when Mn is excessively contained, the weldability is lowered. Further, by setting the Mn content to less than 4.20%, the non-uniformity of the Mn content due to solidification segregation can be reduced, and the bendability can be improved. Therefore, the Mn content is set to more than 2.50% and less than 4.20%.
  • the Mn content is preferably more than 3.00%, more preferably more than 3.20%.
  • the Mn content is preferably less than 3.80%, more preferably less than 3.50%.
  • Al 0.001% or more and less than 1.00%
  • Al is an antacid and needs to be contained in an amount of 0.001% or more.
  • Al also has an effect of improving material stability because it widens the temperature range of the two-phase region at the time of annealing. The higher the Al content, the greater the effect, but if the Al content is excessive, it becomes difficult to maintain the surface texture, paintability, and weldability. Therefore, sol.
  • the Al content is 0.001% or more and less than 1.00%. sol.
  • the Al content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.020% or more.
  • sol. The Al content is preferably 0.80% or less, and more preferably 0.60% or less.
  • sol.Al means "acid-soluble Al".
  • P 0.030% or less
  • P is an impurity, and if the steel sheet contains P in excess, the weldability is impaired. Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • the P content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less, and even more preferably 0.015% or less. Since the steel sheet according to the present invention does not require P, the P content may be more than 0%, 0.001% or more, or 0.003% or more, but the smaller the P content, the more preferable.
  • S 0.005% or less
  • S is an impurity, and if the steel sheet contains S in excess, the weldability is impaired. Therefore, the S content is set to 0.005% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or less, and more preferably 0.002% or less. Since the steel sheet according to the present invention does not require S, the S content may be more than 0% or 0.0003% or more, but the smaller the S content, the more preferable.
  • N Less than 0.050% N is an impurity, and if the steel sheet contains 0.050% or more of N, the low temperature toughness is reduced. Therefore, the N content is set to less than 0.050%.
  • the N content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.010% or less, and even more preferably 0.006% or less. Since the steel sheet according to the present invention does not require N, the N content may be more than 0%, 0.001% or more, or 0.002% or more, but the smaller the N content, the more preferable.
  • O Less than 0.020% O is an impurity, and if the steel sheet contains 0.020% or more of O, the low temperature toughness is reduced. Therefore, the O content is set to less than 0.020%.
  • the O content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less, and even more preferably 0.003% or less. Since the steel sheet according to the present invention does not require O, the O content may be more than 0% or 0.001% or more, but the smaller the O content, the more preferable.
  • the steel sheet of the present invention includes the following amounts of Cr, Mo, W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, B, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn and It may contain one or more elements selected from Bi.
  • Cr 0 to 0.50% Mo: 0 to 0.50% W: 0 to 0.30%
  • Cu 0 to 0.30%
  • Ni 0 to 0.50% Cr, Mo, W, Cu, and Ni are elements that improve the strength of the steel sheet. Therefore, one or more selected from these elements may be contained. However, if these elements are excessively contained, surface defects are likely to occur during hot rolling, and the strength of the hot rolled steel sheet may become too high, resulting in a decrease in cold rollability. Therefore, the Cr content is 0.50% or less, the Mo content is 0.50% or less, the W content is 0.30% or less, the Cu content is 0.30% or less, and the Ni content is 0.50%. It is as follows.
  • the above-mentioned elements it is preferable to contain at least 0.01% or more of the above-mentioned elements.
  • the contents of Cr, Mo, W, Cu, and Ni are more preferably 0.05% or more, respectively.
  • Nb 0 to 0.100%
  • V 0 to 0.100% Since Ti, Nb, and V are elements that produce fine carbides, nitrides, or carbonitrides, they are effective in improving the strength of the steel sheet. Further, when the content of Nb is 0.100% or less, it has an effect of promoting the miniaturization of the structure during hot rolling. Therefore, one or more selected from these elements may be contained. However, if these elements are excessively contained, the strength of the hot-rolled steel sheet may be excessively increased, and the cold rollability may be lowered. Therefore, the Ti content is 0.100% or less, the Nb content is 0.100% or less, and the V content is 0.100% or less.
  • the contents of Ti, Nb, and V are all preferably 0.050% or less, and more preferably 0.030% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above-mentioned actions of these elements, it is preferable to contain at least one of the above-mentioned elements in an amount of 0.005% or more.
  • the contents of Ti, Nb, and V are more preferably 0.007% or more, and further preferably 0.010% or more, respectively.
  • B 0 to 0.010% Ca: 0 to 0.010% Mg: 0 to 0.010% Zr: 0 to 0.010% REM: 0-0.010%
  • B, Ca, Mg, Zr, and REM (rare earth metals) improve the local ductility and hole expandability of steel sheets. Therefore, one or more selected from these elements may be contained. However, if these elements are excessively contained, the moldability of the steel sheet may be deteriorated. Therefore, the B content is 0.010% or less, the Ca content is 0.010% or less, the Mg content is 0.010% or less, the Zr content is 0.010% or less, and the REM content is 0.010%. It is as follows.
  • the contents of B, Ca, Mg, Zr, and REM are all preferably 0.006% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • the total content of one or more elements selected from B, Ca, Mg, Zr, and REM may be 0.050% or less, but is preferably 0.030% or less.
  • the content of at least one of the above-mentioned elements is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more. It is more preferably 0.001% or more.
  • REM is a general term for 17 elements including 15 elements of lanthanoids and Y and Sc, and one or more of these elements can be contained.
  • the content of REM means the total content of these elements.
  • Sb 0 to 0.050%
  • Sn 0 to 0.050%
  • Bi 0 to 0.050%
  • Sb, Sn, and Bi suppress that easily oxidizing elements such as Mn, Si, and / or Al in the steel sheet are diffused on the surface of the steel sheet to form an oxide, and improve the surface texture and plating property of the steel sheet. Therefore, one or more selected from these elements may be contained. However, even if these elements are excessively contained, the effect is saturated. Therefore, the Sb content is 0.050% or less, the Sn content is 0.050% or less, and the Bi content is 0.050% or less.
  • the contents of Sb, Sn, and Bi are all preferably 0.030% or less, 0.010% or less, 0.006% or less, or 0.003% or less.
  • At least one of the above-mentioned elements in an amount of 0.0005% or more.
  • the contents of Sb, Sn, and Bi are more preferably 0.001% or more, respectively.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurity is a component mixed with raw materials such as ore and scrap, and various factors in the manufacturing process when steel is industrially manufactured, and is allowed as long as it does not adversely affect the present invention. Means something.
  • the position at a depth of 1/4 of the plate thickness also referred to as "1/4 position” from the surface.
  • the metallographic structure contains 10% or more retained austenite, 60-80% tempered martensite, and martensite is limited to less than 20%.
  • the fraction of each structure changes depending on the heat treatment conditions and affects the material of the steel sheet such as strength, elongation, bendability, and impact characteristics. The reasons for the limitation of each organization will be explained in detail.
  • Residual austenite 10% or more
  • Residual austenite is a structure that enhances the strength-ductility balance of a steel sheet by transformation-induced plasticity. In order to obtain these effects, the steel sheet according to the present invention needs to contain 10% or more of retained austenite in the metal structure.
  • the area ratio of retained austenite is preferably 13% or more, more preferably 18% or more. When the area ratio of retained austenite is 13% or more, further 18% or more, both strength and elongation are compatible, and TS ⁇ El, which will be described later, becomes higher.
  • the upper limit of the area ratio of retained austenite is not particularly specified, but is substantially 30% or less.
  • Tempering martensite 60-80% Tempered martensite is also a hard phase, but it has a structure different from that of martensite, which will be described later, and has the effect of improving impact characteristics and ensuring the strength of the steel sheet.
  • the area ratio of tempered martensite shall be 60% or more.
  • the area ratio of tempered martensite is 80% or less.
  • the area ratio of tempered martensite is preferably 63% or more, and preferably 77% or less.
  • the steel sheet of the present invention has a metal structure mainly composed of tempered martensite by being manufactured through the steps described later.
  • a metal structure mainly composed of tempered martensite by being manufactured through the steps described later.
  • the steel sheet has a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer, a small amount of bainite may inevitably be mixed in the plating process.
  • the tempered martensite contains bainite.
  • bainite is also measured in addition to tempered martensite. That is, it means that the total area ratio of tempered martensite and bainite is 60 to 80%.
  • Martensite less than 20% Martensite is a hard phase with many dislocations in its structure and is an effective structure for obtaining the strength of steel sheets.
  • the area ratio of martensite is set to less than 20% because the impact characteristics are significantly deteriorated.
  • the area ratio of martensite is preferably 15% or less, more preferably 10% or less, still more preferably 0%.
  • martensite means martensite which has not been tempered.
  • the rest other than retained austenite, martensite, and tempered martensite is cementite, and its area ratio is preferably 1% or less. Further, if ferrite and pearlite are mixed in the metal structure even in a small amount, it becomes difficult to increase the strength, so that the metal structure cannot be included. That is, the area ratio of ferrite and pearlite is 0%.
  • the tempered martensite and the small-angle grain boundary density at the martensite are 0.20 ⁇ m -1 or more.
  • the small-angle grain boundary density is preferably 0.30 ⁇ m -1 or more.
  • the small-angle grain boundary density means the total length ( ⁇ m) of the boundaries observed per unit area ( ⁇ m 2 ) in which the crystal orientation difference between tempered martensite and martensite is 2 degrees or more and less than 20 degrees. do.
  • the large-angle grain boundary density means the total length ( ⁇ m) of the tempered martensite and the boundary where the crystal orientation difference between martensite is 20 to 50 degrees, which is observed per unit area ( ⁇ m 2).
  • the ratio A L / A N of the particle density A N in the particle density A L and the plate thickness direction in the rolling direction of the residual austenite is 0.80 or more.
  • the upper limit of A L / A N is substantially 1.0 or less.
  • Average crystal grain size of retained austenite 2 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size of retained austenite is not particularly limited, but from the viewpoint of ensuring high strength, it is 2 ⁇ m or less. preferable.
  • the area ratio of each structure, the small-angle grain boundary density and the large-angle grain boundary density in tempered martensite and martensite, the dispersed state of retained austenite, and the average crystal grain size of retained austenite are measured by the following methods. It shall be.
  • the area ratio of retained austenite is calculated as follows. First, a test piece 25 mm in the rolling direction and 25 mm in the rolling perpendicular direction (width direction) is cut out from the steel sheet. At this time, the thickness of the test piece is the same as the thickness of the steel plate. Then, the test piece is mechanically polished and then chemically polished to reduce the plate thickness by 1/4 to obtain a chemically polished test piece having a strain-free surface. X-ray diffraction analysis with a measurement range of 2 ⁇ of 45 to 105 degrees is performed three times on the surface of the test piece using a Co tube.
  • the integrated intensities of the peaks (111), (200), and (220) are obtained, and for the bcc phase, the integrated intensities of the peaks (110), (200), and (211) are obtained.
  • the integrated intensities are analyzed, the volume fraction of retained austenite is obtained, and the results of three X-ray diffraction analyzes are averaged to obtain the value as the area fraction of retained austenite.
  • the area ratio of tempered martensite and martensite is calculated from microstructure observation with a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the L cross section obtained by cutting the steel sheet in parallel with the thickness direction and the rolling direction is mirror-polished, and then the microstructure is revealed by 3% nital. Then, at a magnification of 5000 times, a microstructure in a range of 100 ⁇ m in length (length in the plate thickness direction) ⁇ 300 ⁇ m in width (length in the rolling direction) is observed around the 1/4 position from the surface.
  • Tempered martensite is identified as a gray underlying structure, and retained austenite and martensite are identified as a white structure.
  • the area ratio of tempered martensite includes the area ratio of bainite.
  • the gray parts those having a polygonal shape and not containing cementite are judged to be ferrite, and those having a lamellar structure are judged to be pearlite, and are distinguished.
  • the area ratio of martensite is calculated by subtracting the area ratio of retained austenite measured by the X-ray diffraction method from the total area ratio of retained austenite and martensite.
  • EBSP Backscattered electron diffraction
  • the EBSP measurement is performed in the range of 160 ⁇ m in length (length in the plate thickness direction) ⁇ 80 ⁇ m in width (length in the rolling direction) centered on the 1/4 position from the surface. Then, in the above measurement range, as shown by a dotted line in FIG. 1, two lines are drawn in the horizontal direction and one line is drawn in the vertical direction, and the number of residual austenite grains crossed by each line is counted.
  • the value obtained by dividing the number of retained austenite grains crossed by the two horizontal lines by the length of the lines is the particle density AL ( ⁇ m -1 ) in the rolling direction, and the residual austenite grains crossed by the vertical lines.
  • the value obtained by dividing the number of lines by the total length of the two lines is defined as the particle density AN ( ⁇ m -1 ) in the rolling direction.
  • AL / AN is obtained from those results.
  • the average crystal grain size of the retained austenite is obtained by calculating the average value of the circle-equivalent diameters of the retained austenite grains specified by the EBSP measurement.
  • the tensile strength (TS) of the steel sheet according to the present invention is preferably 980 MPa or more, more preferably 1180 MPa or more. This is because when a steel sheet is used as a material for automobiles, the thickness is reduced by increasing the strength, which contributes to weight reduction. Further, in order to use the steel sheet according to the present invention for press molding, the elongation at break (El) is preferably 15% or more, more preferably 17% or more.
  • TS ⁇ El is preferably 22000 MPa ⁇ % or more, more preferably 24,000 MPa ⁇ % or more, and 26000 MPa ⁇ %. The above is more preferable.
  • the steel sheet according to the present invention is also excellent in bendability and Charpy impact characteristics at room temperature.
  • (A) Melting step Steel having the above-mentioned chemical composition is melted by a conventional method and cast to prepare a slab or an ingot.
  • the molten steel may be melted by a normal blast furnace method, and the raw material is a large amount of scrap like the steel produced by the electric furnace method. It may include.
  • the slab may be manufactured by a normal continuous casting process or may be manufactured by thin slab casting.
  • (B) Hot-rolling step The above-mentioned slab or steel ingot is heated and hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the heating temperature of the steel material to be subjected to hot rolling is 1100 to 1300 ° C.
  • the heating temperature By setting the heating temperature to 1100 ° C. or higher, the deformation resistance during hot rolling can be further reduced.
  • the heating temperature By setting the heating temperature to 1300 ° C. or lower, it is possible to suppress a decrease in yield due to an increase in scale loss.
  • the above heating temperature means the surface temperature of a slab or a steel ingot.
  • the time for holding in the temperature range of 1100 to 1300 ° C. before hot rolling is not particularly specified, but in order to improve the material stability, it is preferably 30 minutes or more, and more preferably 1 h or more. Further, in order to suppress excessive scale loss, it is preferably 10 hours or less, and more preferably 5 hours or less.
  • hot rolling may be performed as it is without heat treatment.
  • Hot rolling may be performed on a normal continuous hot rolling line. Further, in hot rolling, finish rolling is performed after rough rolling.
  • the starting temperature in finish rolling shall be 1000 ° C or lower. By setting the finish rolling start temperature to 1000 ° C or lower, coarsening of the structure during finish rolling is prevented, subsequent structure control becomes easy, and deterioration of the surface texture of the steel sheet due to intergranular oxidation is suppressed. ..
  • the finish rolling start temperature is preferably 750 ° C. or higher. When the finish rolling start temperature is 750 ° C. or higher, the deformation resistance during rolling can be reduced and the structure control can be easily performed.
  • Cooling step After finish rolling, allow to cool for 1.2 to 4.0 s. By allowing to cool after finish rolling, the formation of ferrite is suppressed, the structure becomes uniform, and retained austenite is isotropically dispersed. Further, by setting the cooling time to 4.0 s or less, it is possible to prevent coarsening of retained austenite.
  • the cooling rate is preferably 500 ° C./s or less.
  • the cooling rate is 500 ° C./s or less, uneven cooling is less likely to occur and cold rollability is improved.
  • the structure of the hot-rolled steel sheet can be made into a bainite single-phase or martensite single-phase, or a composite structure of bainite and martensite, and the retained austenite grains of the steel sheet according to the present invention. Can be isotropically dispersed.
  • (F) Cold-rolled steel sheet The hot-rolled steel sheet produced through the above steps is pickled by a conventional method and then cold-rolled at a reduction rate of 30 to 70% to obtain a cold-rolled steel sheet. do.
  • the rolling reduction of cold rolling is 30% or more, recrystallization occurs uniformly, retained austenite is uniformly generated, and the mixture is isotropically dispersed.
  • the rolling reduction ratio is 70% or less, fracture is less likely to occur during cold rolling.
  • the rolling reduction of cold rolling is preferably 40% or more, and preferably 60% or less. Cold rolling may be carried out on a normal continuous cold rolling line.
  • light rolling with a reduction ratio of more than 0% and 5% or less may be performed before pickling. Modifying the shape by light rolling is advantageous in terms of ensuring flatness. In addition, light rolling before pickling improves pickling properties, promotes removal of surface-concentrating elements, and has the effect of improving chemical conversion treatment properties and plating treatment properties.
  • the holding time is preferably 2.0 h or more, and more preferably 4.0 h or more.
  • the holding time is preferably 10.0 h or less, and more preferably 8.0 h or less.
  • the average rate of temperature rise from 300 ° C. to the holding temperature is preferably 0.01 ° C./s or more and 5 ° C./s or less.
  • the average cooling rate from the holding temperature to 300 ° C. is preferably 0.001 ° C./s or more and 500 ° C./s or less.
  • the holding time means the time held in the temperature range of 600 ° C. or higher and lower than Ac 3.
  • (H) Second heat treatment step Following the first heat treatment step, a second heat treatment step is performed.
  • heat treatment is performed in which the temperature is maintained at 3 points or more and Ac 3 + 80 ° C. or lower for 30 to 180 seconds, and then cooled to a temperature of 300 ° C. or lower.
  • the holding temperature By setting the holding temperature to Ac 3 points or more, the area ratio of the tempered martensite finally produced can be increased. It is also effective for miniaturizing retained austenite.
  • the holding temperature to Ac 3 + 80 ° C. or lower, the generation of block boundaries and packet boundaries can be promoted, and the large-angle grain boundary density can be increased.
  • the holding time is preferably 60 s or more, and preferably 120 s or less.
  • the metal structure is once made into a martensite single phase after the second heat treatment step. From this point of view, the average cooling rate from the holding temperature to 300 ° C. is preferably 2 ° C./s or more and 2000 ° C./s or less.
  • the holding time means the time for holding in the temperature range of 3 points or more and 3 + 80 ° C. or less of Ac.
  • a third heat treatment step is performed.
  • the third heat treatment step holding 650 ° C. or higher Ac 3 -20 ° C. point below the temperature range at 5s above. By setting the holding temperature to 650 ° C. or higher, austenite is likely to be produced. The holding temperature by below Ac 3 -20 ° C. points, to promote the production of tempered martensite, the strength - thereby improving the ductility balance.
  • the holding time is preferably 30 s or more from the viewpoint of more reliably dissolving cementite and stably ensuring good low temperature toughness. Further, from the viewpoint of productivity, the holding time is preferably 300 s or less.
  • the retention time is meant a time that is maintained at a temperature range of 3 -20 ° C. point 650 ° C. or higher Ac.
  • the average cooling rate from the holding temperature to 520 ° C. is 0.1 ° C./s or more and 100 ° C./s or less.
  • the first to third heat treatments may be performed in a batch furnace such as a box annealing furnace (BAF), or may be performed using a continuous annealing line.
  • the atmosphere of the heat treatment is not particularly limited, for example, an inert atmosphere, or may be any of a reducing atmosphere containing H 2 or the like.
  • the steel sheet is not plated after the third heat treatment step, it may be cooled to room temperature as it is.
  • plating a steel sheet it is manufactured as follows.
  • Hot-dip galvanizing step When hot-dip galvanizing the surface of a steel sheet to produce a hot-dip galvanized steel sheet, cooling after the third heat treatment is stopped in the temperature range of 430 to 500 ° C., and then the cold-rolled steel sheet is used. Is immersed in a hot-dip galvanizing bath to perform hot-dip galvanizing. The conditions of the plating bath may be within the normal range. After the plating treatment, it may be cooled to room temperature.
  • (K) Alloyed hot-dip galvanizing step When the surface of a steel sheet is subjected to alloying hot-dip galvanizing to produce an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, the steel sheet is subjected to hot-dip galvanizing treatment and then cooled to room temperature. Before this, the hot dip galvanizing process is performed at a temperature of 450 to 620 ° C.
  • the alloying treatment conditions may be within the usual range.
  • the obtained 30 mm-thick steel piece was heated at 1250 ° C. for 1 h, and then hot-rolled under the conditions shown in Table 2. Subsequently, the winding was simulated and held at a predetermined temperature corresponding to the winding temperature for 30 minutes, and then slowly cooled to room temperature at 20 ° C./h to prepare a 2.6 mm thick hot-rolled steel sheet.
  • the example in which the winding temperature is shown as “room temperature” indicates that the sample has been cooled to room temperature depending on the conditions of the accelerated cooling step.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled under the conditions shown in Table 2 to prepare a 1.6 mm-thick cold-rolled steel sheet.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to the first to third heat treatments under the conditions shown in Table 3.
  • the heat treatment was carried out in a reducing atmosphere of 98% nitrogen and 2% hydrogen.
  • heating is performed under the condition that the average temperature rise rate from 300 ° C. to the holding temperature is 0.5 ° C./s, and the average cooling rate from the holding temperature to 300 ° C. is 0.5 ° C./s. It was cooled to a temperature of 300 ° C. or lower under the above conditions.
  • the temperature was cooled to 300 ° C. or lower under the condition that the average cooling rate from the holding temperature to 300 ° C. was 10 ° C./s.
  • test No. 1, 3 to 10, 13 to 15, 17, 19 to 22 and 24 to 29 are heated under the condition that the average heating rate in the temperature range of 500 to 600 ° C. is 5 ° C./s. It was cooled to room temperature under the condition that the average cooling rate up to 520 ° C. was 10 ° C./s.
  • Test No. The hot-dip cold-rolled steel sheets of 2, 12, 16, 18 and 23 were heated under the condition that the average temperature rise rate in the temperature range of 500 to 600 ° C. in the third heat treatment was 5 ° C./s.
  • Cooling at an average cooling rate of 10 ° C./s is stopped at 460 ° C., the cold-rolled steel sheet is held at that temperature for 10 seconds, and immersed in a hot-dip galvanizing bath at 460 ° C. for 2 seconds to perform hot-dip galvanizing treatment. rice field.
  • the conditions of the plating bath are the same as those of the conventional one.
  • test No. 16 after the hot-dip galvanizing treatment, the mixture was cooled to room temperature at an average cooling rate of 10 ° C./s.
  • Test No. The annealed cold-rolled steel sheets of 2, 12, 18 and 23 were subjected to hot-dip galvanizing treatment, then heated to 500 ° C. at 10 ° C./s without cooling to room temperature, and held at 500 ° C. for 5 s.
  • the alloying treatment was performed, and then the mixture was cooled to room temperature at an average cooling rate of 10 ° C./s.
  • the annealed cold-rolled steel sheet thus obtained was subjected to skin pass rolling with a reduction ratio of 0.5%, and the test No. Steel sheets 1 to 29 were produced.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was taken in the width direction of the steel sheet, and a tensile test was performed to measure the tensile strength (TS) and the elongation at break (El). The tensile test was carried out by the method specified in JIS Z 2241: 2011 using a JIS No. 5 tensile test piece.
  • the bendability was evaluated by performing a bending test. Bending test pieces having a width of 20 mm and a length of 50 mm were collected from each of the annealed steel sheets. The width direction of the bending test piece is parallel to the bending axis. The case where the width direction of the bending test piece is parallel to the rolling direction of the steel sheet is called a rolling direction bending test, and the case where the width direction of the bending test piece is parallel to the width direction of the steel sheet is called a width direction bending test. The test piece was pushed into the mold with a V-shaped punch having a punch radius of 4.8 mm and an apex angle of 90 ° of 3.2 mm.
  • the bending test was performed according to the V block method of JIS Z 2248: 2006. Observe the sample surface after the bending test, and if cracks are not observed at both the punch radius of 4.8 mm and 3.2 mm, the bendability is further improved, and if cracks are not observed only at the punch radius of 4.8 mm, bending is observed. When the property was good and cracks were observed at both the punch radii of 4.8 mm and 3.2 mm, the bendability was considered to be poor.
  • the impact characteristics were evaluated by performing a Charpy impact test.
  • a V-notch test piece was taken from each steel sheet after annealing. At this time, the length direction of the V-notch test piece was made to coincide with the rolling direction of the steel sheet. After stacking four of the test pieces and screwing them together, they were subjected to a Charpy impact test according to JIS Z 2242: 2018.
  • the impact characteristics when the impact value at 20 ° C. was 30 J / cm 2 or more, the impact characteristics were good, and when it was less than that, the impact characteristics were poor.
  • Table 4 shows the above evaluation results.
  • TS of 980 MPa or more, TS ⁇ El of 22000 MPa ⁇ % or more, good impact characteristics, and good bendability has high strength, strength-ductility balance, and bending. It was evaluated as a steel sheet with excellent properties and impact characteristics.
  • Test No. 8 since the second heat treatment step was not performed, tempered martensite was not generated and mainly became ferrite, and the small-angle grain boundary density and the large-angle grain boundary density decreased. In addition, retained austenite was also coarsened. As a result, the strength, TS ⁇ El and impact characteristics deteriorated. Test No. In No. 9, the holding temperature in the third heat treatment step was high, the area ratio of tempered martensite was low, and the area ratio of martensite was high, so that the impact characteristics deteriorated.
  • Test No. 11 since the third heat treatment step was not performed, the martensite became a single phase, and TS ⁇ El, impact characteristics, and bendability deteriorated.
  • Test No. 13 the holding time in the second heat treatment step was long, and the large-angle particle size density was lowered, so that the impact characteristics were deteriorated.
  • Test No. 15 the holding temperature in the second heat treatment step was high, and the large-angle particle size density was lowered, so that the impact characteristics were deteriorated.
  • Test No. 19 the holding time in the first heat treatment step was short, the small angle particle size density was low, and the isotropic property of the retained austenite was lowered, so that TS ⁇ El, impact characteristics, and bendability were deteriorated.
  • Test No. 22 the take-up temperature was high and the isotropic property of retained austenite was lowered, so that the impact characteristics and bendability were deteriorated.
  • Test No. 24 the holding temperature in the first heat treatment step was low, the small angle particle size density was low, and the isotropic property of the retained austenite was lowered, so that TS ⁇ El, impact characteristics, and bendability were deteriorated.
  • Test No. 26 the holding temperature in the third heat treatment step was low, and the area ratio of tempered martensite was high, so that the strength deteriorated.
  • Test No. 29 since the first heat treatment step and the second heat treatment step were not performed, tempered martensite was not generated and was mainly ferrite, and the area ratio of martensite was further increased. In addition, the small-angle grain boundary density and the large-angle grain boundary density decreased, and the isotropic property of retained austenite also decreased. As a result, TS ⁇ El, impact characteristics, and bendability deteriorated.
  • the steel sheet of the present invention exhibits excellent results not only in width direction bendability but also in rolling direction bendability because retained austenite is isotropically dispersed.
  • the steel sheet of the present invention can be used for various purposes, and is particularly preferably used for structural parts of automobiles such as side sills, and contributes to weight reduction of automobiles.

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)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

化学組成が、質量％で、C:0.18%超0.30%未満、Si:0.001%以上2.00%未満、Mn:2.50%超4.20%未満、sol.Al:0.001%以上1.00%未満、P:0.030%以下、S:0.005%以下、N:0.050%未満、O:0.020%未満、Cr:0-0.50%、Mo:0-0.50%、W:0-0.30%、Cu:0-0.30%、Ni:0-0.50%、Ti:0-0.100%、Nb:0-0.100%、V:0-0.100%、B:0-0.010%、Ca:0-0.010%、Mg:0-0.010%、Zr:0-0.010%、REM:0-0.010%、Sb:0-0.050%、Sn:0-0.050%、Bi:0-0.050%、残部：Feおよび不純物であり、鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面において、表面から板厚の1/4深さ位置における金属組織が、面積％で、残留オーステナイト:10%以上、焼戻しマルテンサイト:60-80%、マルテンサイト:20%未満であり、小角粒界密度が0.20-1.0μｍ-1であり、大角粒界密度が0.30-0.60μｍ-1であり、AL/ANが0.80-1.0である、鋼板。

Description

鋼板
　本発明は、鋼板に関する。
　一般に、鋼板を高強度化すると、伸びが低下し、鋼板の成形性が低減しうる。したがって、自動車の車体用部品として高強度鋼板を使用するためには、相反する特性である強度と成形性との両方を高める必要があり、すなわちより優れた強度－延性バランスが求められている。また、車体部品用として使用される高強度鋼板には、優れた曲げ性および衝撃特性が要求される。そのため、鋼板の機械的特性として、高い強度および優れた成形性を有しながら、さらに、優れた曲げ性および衝撃特性を有することが求められている。
　伸び、すなわち、成形性を向上させるため、これまでに、Ｍｎを積極的に添加し、約５質量％のＭｎを鋼板に含有させて、残留オーステナイトを鋼中に生成させ、その変態誘起塑性を利用した、いわゆる中Ｍｎ鋼が提案されている（例えば、非特許文献１）。
　また、特許文献１には、２．６％以上４．２％以下のＭｎを含有させた鋼が提案されている。上記鋼も一般的な高強度鋼よりも多くのＭｎを含有するので、残留オーステナイトが生成されやすく、伸びが高く、優れた成形性、さらに優れた曲げ性を示す。
国際公開第２０１７／１８３３４８号
古川敬、松村理、熱処理、日本国、日本熱処理協会、平成９年、第３７号巻、第４号、ｐ．２０４
　しかしながら、非特許文献１に開示された鋼板はＭｎ含有量が高いため、自動車の車体用部品に用いる場合等において溶接性が問題となることがある。したがって、自動車部品等としての利用性を考慮すると、より少ないＭｎ含有量で、鋼板の強度と成形性との両方を向上することが望まれる。また、特許文献１に開示された鋼板は残留オーステナイトが等方的でなく、不均一に分布するので、常温のシャルピー衝撃特性は低下する。このように、衝撃特性が低下すると、使用鋼材を薄肉化ができず、自動車車体の軽量化を十分に達成することができない。
　本発明は上記の課題を解決し、高い強度を有し、かつ強度－延性バランス、曲げ性および衝撃特性に優れる鋼板を提供することを目的とする。
　本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の鋼材を要旨とする。
　（１）鋼板の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１８％超０．３０％未満、
　Ｓｉ：０．００１％以上２．００％未満、
　Ｍｎ：２．５０％超４．２０％未満、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．００％未満、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ｎ：０．０５０％未満、
　Ｏ：０．０２０％未満、
　Ｃｒ：０～０．５０％、
　Ｍｏ：０～０．５０％、
　Ｗ：０～０．３０％、
　Ｃｕ：０～０．３０％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｔｉ：０～０．１００％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｖ：０～０．１００％、
　Ｂ：０～０．０１０％、
　Ｃａ：０～０．０１０％、
　Ｍｇ：０～０．０１０％、
　Ｚｒ：０～０．０１０％、
　ＲＥＭ：０～０．０１０％、
　Ｓｂ：０～０．０５０％、
　Ｓｎ：０～０．０５０％、
　Ｂｉ：０～０．０５０％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面において、表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織が、面積％で、
　残留オーステナイト：１０％以上、
　焼戻しマルテンサイト：６０～８０％、
　マルテンサイト：２０％未満、であり、
　焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおいて、結晶方位差が２度以上２０度未満の小角粒界密度が０．２０～１．０μｍ－１であり、結晶方位差が２０～５０度の大角粒界密度が０．３０～０．６０μｍ－１であり、
　残留オーステナイトの圧延方向における粒子密度ＡＬと板厚方向における粒子密度ＡＮとの比ＡＬ／ＡＮが０．８０～１．０である、
　鋼板。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
　Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
　Ｗ：０．０１～０．３０％、
　Ｃｕ：０．０１～０．３０％、および
　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）に記載の鋼板。
　（３）前記化学組成が、質量％で、
　Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
　Ｎｂ：０．００５～０．１００％、および
　Ｖ：０．００５～０．１００％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）または（２）に記載の鋼板。
　（４）前記化学組成が、質量％で、
　Ｂ：０．０００１～０．０１０％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１０％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、
　Ｚｒ：０．０００１～０．０１０％、および
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１０％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼板。
　（５）前記化学組成が、質量％で、
　Ｓｂ：０．０００５～０．０５０％、
　Ｓｎ：０．０００５～０．０５０％、および
　Ｂｉ：０．０００５～０．０５０％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼板。
　（６）前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、
　上記（１）から（５）までのいずれかに記載の鋼板。
　（７）前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、
　上記（１）から（５）までのいずれかに記載の鋼板。
　本発明によれば、高い強度を有し、かつ強度－延性バランス、曲げ性および衝撃特性に優れる鋼板を得ることができる。
残留オーステナイトの圧延方向における粒子密度ＡＬと板厚方向における粒子密度ＡＮとを測定する方法を説明するための図である。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１８％超０．３０％未満
　Ｃは、鋼の強度を高め、残留オーステナイトを確保するために必要な元素である。一方、Ｃを過剰に含有させた場合、鋼板の溶接性を維持することが難しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１８％超０．３０％未満とする。Ｃ含有量は０．２０％以上であるのが好ましい。また、Ｃ含有量は０．２８％以下であるのが好ましく、０．２５％以下であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．００１％以上２．００％未満
　Ｓｉは、焼戻しマルテンサイトを強化し、さらに、成形性を改善するのに有効な元素である。また、Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する作用も有する。一方、Ｓｉを過剰に含有させた場合、鋼板のめっき性および化成処理性を維持することが難しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．００１％以上２．００％未満とする。鋼板の強度－延性バランスをさらに向上するためには、Ｓｉ含有量は０．０２０％以上であるのが好ましく、０．１０％以上、０．３０％以上または０．５０％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は１．８０％以下であるのが好ましく、１．６０％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｎ：２．５０％超４．２０％未満
　Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素である。室温でオーステナイトを安定化させるためには、２．５０％超のＭｎが必要である。一方、Ｍｎを過剰に含有させた場合、溶接性が低下する。また、Ｍｎ含有量を４．２０％未満とすることで、凝固偏析によるＭｎ含有量の不均一性を軽減することができ、曲げ性を向上することができる。したがって、Ｍｎ含有量は２．５０％超４．２０％未満とする。Ｍｎ含有量は３．００％超であるのが好ましく、３．２０％超であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は３．８０％未満であるのが好ましく、３．５０％未満であるのがより好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．００％未満
　Ａｌは、脱酸剤であり、０．００１％以上含有させる必要がある。また、Ａｌは、焼鈍時の二相域の温度範囲を広げるため、材質安定性を高める作用も有する。Ａｌ含有量が高いほどその効果は大きくなるが、Ａｌを過剰に含有させると、表面性状、塗装性、および溶接性を維持することが難しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上１．００％未満とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましく、０．０２０％以上であるのがさらに好ましい。また、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．８０％以下であるのが好ましく、０．６０％以下であるのがより好ましい。本明細書にいう「ｓｏｌ．Ａｌ」は、「酸可溶性Ａｌ」を意味する。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは不純物であり、鋼板がＰを過剰に含有すると溶接性を損なう。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、０．０２５％以下であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのがより好ましく、０．０１５％以下であるのがさらに好ましい。本発明に係る鋼板はＰを必要としないので、Ｐ含有量は０％超、０．００１％以上または０．００３％以上でもよいが、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは不純物であり、鋼板がＳを過剰に含有すると溶接性を損なう。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。Ｓ含有量は、０．００３％以下であるのが好ましく、０．００２％以下であるのがより好ましい。本発明に係る鋼板はＳを必要としないので、Ｓ含有量は０％超または０．０００３％以上としてもよいが、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。
　Ｎ：０．０５０％未満
　Ｎは不純物であり、鋼板が０．０５０％以上のＮを含有すると低温靭性が低減する。したがって、Ｎ含有量は０．０５０％未満とする。Ｎ含有量は、０．０３０％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましく、０．００６％以下であるのがさらに好ましい。本発明に係る鋼板はＮを必要としないので、Ｎ含有量は０％超、０．００１％以上または０．００２％以上としてもよいが、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。
　Ｏ：０．０２０％未満
　Ｏは不純物であり、鋼板が０．０２０％以上のＯを含有すると低温靭性が低減する。したがって、Ｏ含有量は０．０２０％未満とする。Ｏ含有量は、０．０１０％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましく、０．００３％以下であるのがさらに好ましい。本発明に係る鋼板はＯを必要としないので、Ｏ含有量は０％超または０．００１％以上としてもよいが、Ｏ含有量は少ないほど好ましい。
　本発明の鋼板には、上記の元素に加えて、さらに下記に示す量のＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、ＳｎおよびＢｉから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
　Ｃｒ：０～０．５０％
　Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｗ：０～０．３０％
　Ｃｕ：０～０．３０％
　Ｎｉ：０～０．５０％
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、およびＮｉは、鋼板の強度を向上させる元素である。したがって、これらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素を過剰に含有させると、熱延時の表面疵が生じやすくなり、さらには、熱延鋼板の強度が高くなりすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下、Ｍｏ含有量は０．５０％以下、Ｗ含有量は０．３０％以下、Ｃｕ含有量は０．３０％以下、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るためには、上記元素の少なくともいずれかを０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、およびＮｉの含有量は、それぞれ０．０５％以上であるのがより好ましい。
　Ｔｉ：０～０．１００％
　Ｎｂ：０～０．１００％
　Ｖ：０～０．１００％
　Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成する元素であるので、鋼板の強度向上に有効である。またＮｂについては、その含有量を０．１００％以下にすると、熱間圧延時の組織の微細化を促進する作用を有する。したがって、これらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素を過剰に含有させると、熱延鋼板の強度が上昇しすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下、Ｎｂ含有量は０．１００％以下、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの含有量は、いずれも０．０５０％以下であるのが好ましく、０．０３０％以下であるのがより好ましい。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るためには、上記元素の少なくともいずれかを０．００５％以上含有させることが好ましい。Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの含有量は、それぞれ０．００７％以上であるのがより好ましく、０．０１０％以上であるのがさらに好ましい。
　Ｂ：０～０．０１０％
　Ｃａ：０～０．０１０％
　Ｍｇ：０～０．０１０％
　Ｚｒ：０～０．０１０％
　ＲＥＭ：０～０．０１０％
　Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭ（希土類金属）は、鋼板の局部延性および穴広げ性を向上させる。したがって、これらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素を過剰に含有させると、鋼板の成形性を低下させるおそれがある。したがって、Ｂ含有量は０．０１０％以下、Ｃａ含有量は０．０１０％以下、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下、Ｚｒ含有量は０．０１０％以下、ＲＥＭ含有量は０．０１０％以下とする。Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭの含有量は、いずれも０．００６％以下であるのが好ましく、０．００３％以下であるのがより好ましい。また、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭから選択される１種以上の元素の含有量の合計は、０．０５０％以下であればよいが、０．０３０％以下とすることが好ましい。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るためには、上記元素の少なくともいずれかの含有量が０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１％以上であることがさらに好ましい。
　ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃをあわせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。なお、ＲＥＭの含有量はこれら元素の合計含有量を意味する。
　Ｓｂ：０～０．０５０％
　Ｓｎ：０～０．０５０％
　Ｂｉ：０～０．０５０％
　Ｓｂ、Ｓｎ、およびＢｉは、鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、および／またはＡｌ等の易酸化性元素が鋼板表面に拡散され酸化物を形成することを抑え、鋼板の表面性状およびめっき性を高める。したがって、これらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素を過剰に含有させても、その効果が飽和する。したがって、Ｓｂ含有量は０．０５０％以下、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下、Ｂｉ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｂ、Ｓｎ、およびＢｉの含有量は、いずれも０．０３０％以下、０．０１０％以下、０．００６％以下、または０．００３％以下であるのが好ましい。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るためには、上記元素の少なくともいずれかを０．０００５％以上含有させることが好ましい。Ｓｂ、Ｓｎ、およびＢｉの含有量は、それぞれ０．００１％以上であるのがより好ましい。
　本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　（Ｂ）金属組織
　本発明に係る鋼板の金属組織について、以下に説明する。なお、以下の説明において面積率についての「％」は、「面積％」を意味する。
　本発明に係る鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面（「Ｌ断面」ともいう。）において、表面から板厚の１／４深さ位置（「１／４位置」ともいう。）の金属組織は、１０％以上の残留オーステナイト、６０～８０％の焼戻しマルテンサイトを含有し、マルテンサイトは２０％未満に制限される。各組織の分率は、熱処理条件によって変化し、強度、伸び、曲げ性、衝撃特性等の鋼板の材質に影響を与える。各組織の限定理由について詳しく説明する。
　残留オーステナイト：１０％以上
　本発明に係る鋼板においては、金属組織中の残留オーステナイトの量が所定範囲にあることが重要である。残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって鋼板の強度－延性バランスを高める組織である。これら効果を得るため、本発明に係る鋼板は、金属組織中に、１０％以上の残留オーステナイトを含有する必要がある。
　残留オーステナイトの面積率は、好ましくは１３％以上、より好ましくは１８％以上である。残留オーステナイトの面積率が１３％以上、さらには１８％以上になると、強度と伸びとが両立し、後述するＴＳ×Ｅｌがより高くなる。残留オーステナイトの面積率の上限は特に規定しないが、実質的には３０％以下である。
　焼戻しマルテンサイト：６０～８０％
　焼戻しマルテンサイトも硬質相であるが、後述するマルテンサイトとは異なる組織であり、衝撃特性を向上させ、鋼板の強度を確保する効果を有する。鋼板の衝撃特性を高めるため、焼戻しマルテンサイトの面積率は６０％以上とする。一方、鋼板の強度を確保するため、焼戻しマルテンサイトの面積率は８０％以下とする。焼戻しマルテンサイトの面積率は６３％以上であるのが好ましく、７７％以下であるのが好ましい。
　なお、本発明の鋼板においては、後述の工程を経て製造されることにより、焼戻しマルテンサイトが主体の金属組織となる。しかしながら、鋼板が溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する場合には、めっき処理工程で不可避的にわずかな量のベイナイトが混入する場合がある。本発明においては、焼戻しマルテンサイトには、ベイナイトが含まれることとする。
　そのため、後述する金属組織の測定方法においては、焼戻しマルテンサイトに加えてベイナイトも含めて測定する。すなわち、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計面積率が６０～８０％であることを意味する。
　マルテンサイト：２０％未満
　マルテンサイトは、その組織中に転位を多く含む硬質相であり、鋼板の強度を得るために効果的な組織である。しかしながら、衝撃特性を著しく劣化させるため、マルテンサイトの面積率は２０％未満とする。曲げ性をさらに向上させる必要がある場合は、マルテンサイトの面積率は１５％以下が好ましく、１０％以下がより好ましく、０％がさらに好ましい。なお、マルテンサイトとは、焼戻しされていないマルテンサイトを意味する。
　なお、金属組織中で、残留オーステナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト以外の残部はセメンタイトであり、その面積率は１％以下であることが好ましい。また、金属組織中にフェライトおよびパーライトがわずかにでも混入すると強度を高めることが困難になるため、含めることはできない。すなわち、フェライトおよびパーライトの面積率は０％である。
　焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおける小角粒界密度：０．２０～１．０μｍ－１
　本発明の鋼板の金属組織において、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおける小角粒界密度は、０．２０μｍ－１以上である。小角粒界密度を上記範囲内にすることにより、オーステナイトの変態誘起塑性が高い応力で生じ、優れた強度－延性バランスが得られる。小角粒界密度は０．３０μｍ－１以上であるのが好ましい。一方、小角粒界密度は高ければ高いほどよいが、実質的には１．０μｍ－１以下である。なお、小角粒界密度とは、単位面積（μｍ２）当たりに観察される、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおける結晶方位差が２度以上２０度未満となる境界の合計長さ（μｍ）を意味する。
　焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおける大角粒界密度：０．３０～０．６０μｍ－１
　本発明の鋼板の金属組織において、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおける大角粒界密度は、０．３０μｍ－１以上である。大角粒界密度を上記範囲内にすることにより、延性破壊の進展が抑制され、優れた衝撃特性が得られる。一方、大角粒界密度は高ければ高いほどよいが、実質的には０．６０μｍ－１以下である。なお、大角粒界密度とは、単位面積（μｍ２）当たりに観察される、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおける結晶方位差が２０～５０度となる境界の合計長さ（μｍ）を意味する。
　残留オーステナイトの圧延方向における粒子密度ＡＬと板厚方向における粒子密度ＡＮとの比ＡＬ／ＡＮ：０．８０～１．０
　本発明の鋼板の金属組織において、残留オーステナイトの圧延方向における粒子密度ＡＬと板厚方向における粒子密度ＡＮとの比ＡＬ／ＡＮは０．８０以上である。ＡＬ／ＡＮを上記範囲内にすることにより、残留オーステナイトが等方的に分散するようになり、優れた曲げ性、さらに、衝撃特性が得られる。一方、ＡＬ／ＡＮの上限は実質的には１．０以下である。
　残留オーステナイトの平均結晶粒径：２μｍ以下
　本発明の鋼板の金属組織において、残留オーステナイトの平均結晶粒径については特に制限は設けないが、高い強度を確保する観点からは、２μｍ以下であるのが好ましい。
　なお、本発明においては、各組織の面積率、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおける小角粒界密度および大角粒界密度、残留オーステナイトの分散状態、ならびに残留オーステナイトの平均結晶粒径は以下の方法により測定するものとする。
　（残留オーステナイトの面積率の測定方法）
　残留オーステナイトの面積率は以下のように算出される。まず、鋼板から圧延方向に２５ｍｍ、圧延直角方向（幅方向）に２５ｍｍの試験片を切り出す。この際、試験片の厚さは、鋼板の板厚と同じとする。そして、試験片に機械研磨を施した後に化学研磨を施して板厚１／４分を減厚し、化学研磨された歪のない表面を有する試験片を得る。該試験片の表面に対して、Ｃｏ管球を用い、測定範囲２θを４５～１０５度とするＸ線回折分析を３回実施する。
　ｆｃｃ相に関しては、（１１１）、（２００）、（２２０）の各ピークの積分強度を求め、ｂｃｃ相に関しては、（１１０）、（２００）、（２１１）の各ピークの積分強度を求める。それらの積分強度を解析し、残留オーステナイトの体積率を求め、３回のＸ線回折分析結果を平均することで、その値を残留オーステナイトの面積率とする。
　（焼戻しマルテンサイト、およびマルテンサイトの面積率の測定方法）
　焼戻しマルテンサイト、およびマルテンサイトの面積率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による組織観察から算出される。鋼板を板厚方向および圧延方向に平行に切断したＬ断面について、鏡面研磨を行い、次いで３％ナイタールによりミクロ組織を現出させる。そして、倍率５０００倍で、表面から１／４位置を中心として縦１００μｍ（板厚方向の長さ）×横３００μｍ（圧延方向の長さ）の範囲のミクロ組織を観察する。
　焼戻しマルテンサイトは灰色の下地組織として、残留オーステナイトおよびマルテンサイトは白色の組織として、判別する。なお、上述のように、焼戻しマルテンサイトの面積率にはベイナイトの面積率が含まれる。一方、灰色部分のうち、ポリゴナルな形状を呈しセメンタイトを含まないものをフェライト、ラメラー組織が見えるものをパーライトと判断し、区別する。さらに、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率から、Ｘ線回折法より測定された残留オーステナイトの面積率を差し引くことによって、マルテンサイトの面積率が算出される。
　（小角粒界密度および大角粒界密度の測定方法）
　表面から１／４位置を中心として縦１６０μｍ（板厚方向の長さ）×横８０μｍ（圧延方向の長さ）の範囲の後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ）測定を行う。そして、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおける結晶方位差を測定し、結晶方位差が２度以上２０度未満となる境界の合計長さ（μｍ）および結晶方位差が２０～５０度となる境界の合計長さ（μｍ）をそれぞれ求める。それらを測定領域の面積で除することで、小角粒界密度および大角粒界密度をそれぞれ算出する。
　（残留オーステナイトの分散状態および平均結晶粒径の測定方法）
　上述と同様に、表面から１／４位置を中心として縦１６０μｍ（板厚方向の長さ）×横８０μｍ（圧延方向の長さ）の範囲のＥＢＳＰ測定を行う。そして、上記測定範囲において、図１に点線で示すように、横方向に２本、縦方向に１本の線を引き、それぞれの線が横切る残留オーステナイト粒の数を数える。そして、横方向の２本の線が横切った残留オーステナイト粒の数を線の長さで除した値を圧延方向における粒子密度ＡＬ（μｍ－１）、縦方向の線が横切った残留オーステナイト粒の数を２本の線の合計長さで除した値を圧延方向における粒子密度ＡＮ（μｍ－１）とする。そして、それらの結果から、ＡＬ／ＡＮを求める。
　また、ＥＢＳＰ測定によって特定された残留オーステナイト粒の円相当直径の平均値を算出することによって、残留オーステナイト平均結晶粒径を求める。
　（Ｃ）機械特性
　次に、本発明に係る鋼板の機械特性について説明する。
　本発明に係る鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、９８０ＭＰａ以上であるのが好ましく、１１８０ＭＰａ以上であるのがより好ましい。これは、鋼板を自動車の素材として使用する際、高強度化によって板厚を減少させ、軽量化に寄与するためである。また、本発明に係る鋼板をプレス成形に供するためには、破断伸び（Ｅｌ）は１５％以上であるのが好ましく、１７％以上であるのがより好ましい。
　さらに、強度と伸びとを両立する、すなわち強度－延性バランスを向上させる観点から、ＴＳ×Ｅｌは、２２０００ＭＰａ・％以上であるのが好ましく、２４０００ＭＰａ・％以上であるのがより好ましく、２６０００ＭＰａ・％以上であるのがさらに好ましい。そして、本発明に係る鋼板は、曲げ性および常温でのシャルピー衝撃特性にも優れる。
　（Ｄ）製造方法
　本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明者らのこれまでの研究により、下記の製造工程によって、本発明の鋼板を製造することができることを確認している。
　（ａ）溶製工程
　上述の化学組成を有する鋼を常法で溶製し、鋳造してスラブまたは鋼塊を作製する。本発明に係る鋼板が上述の化学組成を有する限り、溶鋼は、通常の高炉法で溶製されたものであってもよく、電炉法で作製された鋼のように、原材料がスクラップを多量に含むものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。
　（ｂ）熱間圧延工程
　上述のスラブまたは鋼塊を加熱し、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。熱間圧延に供する鋼材の加熱温度は、１１００～１３００℃とする。加熱温度を１１００℃以上にすることにより、熱間圧延時の変形抵抗をより小さくすることができる。一方、加熱温度を１３００℃以下にすることにより、スケールロス増加による歩留まりの低下を抑制することができる。本願明細書において、上記の加熱温度とは、スラブまたは鋼塊の表面温度をいう。
　熱間圧延前に１１００～１３００℃の温度範囲に保持する時間は特に規定しないが、材質安定性を向上させるためには、３０ｍｉｎ間以上とすることが好ましく、１ｈ以上にすることがより好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために１０ｈ以下とすることが好ましく、５ｈ以下とすることがより好ましい。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合であって、加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。
　熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインで行えばよい。また、熱間圧延においては、粗圧延に続いて、仕上圧延を行う。仕上圧延における開始温度は１０００℃以下とする。仕上圧延開始温度を１０００℃以下にすることにより、仕上圧延中での組織の粗大化を防ぎ、その後の組織制御が容易になることに加え、粒界酸化による鋼板の表面性状の劣化を抑制する。仕上圧延開始温度を７５０℃以上にすることが好ましい。仕上圧延開始温度が７５０℃以上であることにより、圧延時の変形抵抗を小さくし、組織制御を容易に行うことができる。
　（ｃ）放冷工程
　仕上圧延後には、１．２～４．０ｓ間放冷する。仕上圧延後に放冷することによって、フェライトの形成が抑制され、組織が均一になり、残留オーステナイトが等方的に分散するようになる。また、放冷時間を４．０ｓ以下にすることで残留オーステナイトの粗大化を防止することが可能となる。
　（ｄ）加速冷却工程
　放冷工程に続いて、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で加速冷却を行う。平均冷却速度が３０℃／ｓ以上であると、マルテンサイト変態中に、熱延鋼板のブロック境界および旧オーステナイト粒界において、セメンタイトが均一に生成する。冷却速度は、５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。冷却速度が５００℃／ｓ以下であれば、冷却むらが生じにくく、冷間圧延性が向上する。
　（ｅ）巻取工程
　加速冷却工程の後は、３００℃未満の温度で巻取りを行う。３００℃未満の温度で巻き取ることで、熱延鋼板の組織をベイナイト単相もしくはマルテンサイト単相、またはベイナイトとマルテンサイトとの複合組織とすることができ、本発明に係る鋼板の残留オーステナイト粒を等方的に分散させることが可能となる。
　（ｆ）冷間圧延工程
　以上の工程を経て作製された熱延鋼板に対して、常法により酸洗を施した後に、３０～７０％の圧下率で冷間圧延を行い、冷延鋼板とする。冷間圧延の圧下率を３０％以上とすると、再結晶が均一に生じ、残留オーステナイトが均一に生成し、等方的に分散する。また、圧下率を７０％以下とすると、冷間圧延時に破断が生じにくくなる。冷間圧延の圧下率は４０％以上であるのが好ましく、６０％以下であるのが好ましい。冷間圧延は、通常の連続冷間圧延ラインで行えばよい。
　また、酸洗の前に、圧下率が０％超５％以下程度の軽度の圧延を行ってもよい。軽度の圧延により形状を修正すると、平坦確保の点で有利となる。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、化成処理性およびめっき処理性を向上させる効果がある。
　（ｇ）第１熱処理工程
　得られた冷延鋼板に対して、二相組織となるように６００℃以上Ａｃ３未満の温度範囲で１．０ｈ以上保持した後、３００℃以下の温度まで冷却する熱処理を行う。鋼板を６００℃以上Ａｃ３未満の温度範囲内で保持することにより、組織はｂｃｃの焼戻しマルテンサイトおよびオーステナイト（ｆｃｃ）の二相になり、Ｍｎがｂｃｃとオーステナイト間で分配される。それに加えて、保持時間を１．０ｈ以上とすることにより、最終的に生成する残留オーステナイトが等方的に分散し、かつ小角粒界密度が高くなる。
　保持時間は、２．０ｈ以上とするのが好ましく、４．０ｈ以上とするのがより好ましい。一方、生産性の観点から、保持時間は１０．０ｈ以下とするのが好ましく、８．０ｈ以下とするのがより好ましい。また、Ｍｎのオーステナイトへの分配を促進する観点からは、３００℃から保持温度までの平均昇温速度は０．０１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下とすることが好ましい。同様に、保持温度から３００℃までの平均冷却速度は０．００１℃／ｓ以上５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、第１熱処理工程において、保持時間とは、６００℃以上Ａｃ３未満の温度範囲で保持されている時間を意味する。
　（ｈ）第２熱処理工程
　第１熱処理工程に続いて、第２熱処理工程を行う。第２熱処理工程では、Ａｃ３点以上Ａｃ３＋８０℃以下の温度範囲で３０～１８０ｓ間保持した後、３００℃以下の温度まで冷却する熱処理を行う。保持温度をＡｃ３点以上とすることで、最終的に生成する焼戻しマルテンサイトの面積率を増加させることができる。また、残留オーステナイトの微細化にも有効である。一方、保持温度をＡｃ３＋８０℃以下とすることにより、ブロック境界、および、パケット境界の生成を促進させ、大角粒界密度を増大させることができる。
　ここで、０．５～５０℃／ｓの加熱速度で検討した結果、Ａｃ３点として以下の式が導出された。そのため、本発明においては、下記式を用いてＡｃ３点を算出することとする。
　Ａｃ３＝９１０－２００√Ｃ＋４４Ｓi－２５Ｍｎ＋４４Ａｌ
　また、保持時間を３０ｓ以上とすることにより、材質安定性を確保することができる。一方、保持時間を１８０ｓ以下とすることにより、ブロック境界、および、パケット境界の生成を促進させ、大角粒界密度を増大させることができる。保持時間は６０ｓ以上とするのが好ましく、１２０ｓ以下とすることが好ましい。さらに、第２熱処理工程後には金属組織を一度マルテンサイト単相にすることが好ましい。その観点からは保持温度から３００℃までの平均冷却速度は２℃／ｓ以上２０００℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、第２熱処理工程において、保持時間とは、Ａｃ３点以上Ａｃ３＋８０℃以下の温度範囲で保持されている時間を意味する。
　（ｉ）第３熱処理工程
　第２熱処理工程に続いて、第３熱処理工程を行う。第３熱処理工程では、６５０℃以上Ａｃ３－２０℃点以下の温度範囲で５ｓ以上保持する。保持温度を６５０℃以上にすることにより、オーステナイトが生成しやすくなる。保持温度をＡｃ３－２０℃点以下にすることにより、焼戻しマルテンサイトの生成を促進させ、強度－延性バランスを向上することができる。
　セメンタイトをより確実に溶解させ、良好な低温靭性を安定して確保する観点から、保持時間を３０ｓ以上とすることが好ましい。また、生産性の観点からは、保持時間を３００ｓ以下とすることが好ましい。なお、第３熱処理工程において、保持時間とは、６５０℃以上Ａｃ３－２０℃点以下の温度範囲で保持されている時間を意味する。
　また、６５０℃以上Ａｃ３－２０℃点以下の温度範囲まで加熱する際には、５００～６００℃の温度範囲での平均昇温速度を２～１０℃／ｓとすることが好ましい。さらに、保持温度から５２０℃までの平均冷却速度を０．１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。これにより、金属組織中のセメンタイト含有量を低くすることができる。第３熱処理工程において、特に昇温速度を制御することで、金属組織中のセメンタイトの面積率を１％以下、より好ましくは０％にすることができる。
　上記の第１～３熱処理は、箱焼鈍炉（ＢＡＦ）等のバッチ炉で行ってもよいし、連続焼鈍ラインを用いて行ってもよい。また、熱処理の雰囲気は特に限定されず、例えば、不活性雰囲気、またはＨ２等を含む還元雰囲気のいずれであってもよい。
　第３熱処理工程の後、鋼板にめっきしない場合には、そのまま室温まで冷却すればよい。一方、鋼板にめっきする場合には、以下のようにして製造する。
　（ｊ）溶融亜鉛めっき工程
　鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、第３熱処理後の冷却を４３０～５００℃の温度範囲で停止し、次いで冷延鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行う。めっき浴の条件は通常の範囲内とすればよい。めっき処理後は室温まで冷却すればよい。
　（ｋ）合金化溶融亜鉛めっき工程
　鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施した後、鋼板を室温まで冷却する前に、４５０～６２０℃の温度で溶融亜鉛めっきの合金化処理を行う。合金化処理条件は、通常の範囲内とすればよい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　１．評価用鋼板の製造
　表１に示す化学成分を有する鋼をラボ溶解炉によって溶製し、３０ｍｍ厚の鋼片を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた３０ｍｍ厚の鋼片を１２５０℃で１ｈ加熱した後、表２に示す条件で熱間圧延を行った。続いて、巻き取りを模擬して巻取温度に相当する所定の温度で３０ｍｉｎ保持した後、２０℃／ｈで室温まで徐冷し、２．６ｍｍ厚の熱延鋼板を作製した。なお、表２において、巻取温度が「室温」と示されている例については、加速冷却工程の条件によって室温まで冷却したことを示す。得られた熱延鋼板を酸洗し、次いで、表２に示す条件で冷間圧延を施して、１．６ｍｍ厚の冷延鋼板を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた冷延鋼板に、表３に示す条件で第１～３熱処理を行った。熱処理は、窒素９８％および水素２％の還元雰囲気で行った。なお、第１熱処理では、３００℃から保持温度までの平均昇温速度が０．５℃／ｓとなる条件で加熱し、保持温度から３００℃までの平均冷却速度が０．５℃／ｓとなる条件で３００℃以下の温度まで冷却した。また、第２熱処理では、保持温度から３００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓとなる条件で３００℃以下の温度まで冷却した。
　また、第３熱処理では、試験Ｎｏ．１、３～１０、１３～１５、１７、１９～２２および２４～２９については、５００～６００℃の温度範囲での平均昇温速度が５℃／ｓとなる条件で加熱し、保持温度から５２０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓとなる条件で室温まで冷却した。一方、試験Ｎｏ．２、１２、１６、１８および２３の焼鈍冷延鋼板については、第３熱処理における、５００～６００℃の温度範囲での平均昇温速度が５℃／ｓとなる条件で加熱し、保持温度から１０℃／ｓの平均冷却速度での冷却を４６０℃で停止し、冷延鋼板をその温度で１０ｓ保持し、４６０℃の溶融亜鉛のめっき浴に２ｓ間浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行った。めっき浴の条件は従来のものと同じである。
　そのうち、試験Ｎｏ．１６については、溶融亜鉛めっき処理後に、１０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した。試験Ｎｏ．２、１２、１８および２３の焼鈍冷延鋼板については、溶融亜鉛めっき処理を行った後に、室温に冷却せずに、５００℃まで１０℃／ｓで加熱し、５００℃で５ｓ間保持して合金化処理を行い、その後、１０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　このようにして得られた焼鈍冷延鋼板に、圧下率が０．５％のスキンパス圧延を施して、試験Ｎｏ．１～２９の鋼板を作製した。
　２．評価方法
　得られた鋼板について、Ｘ線回折測定、ミクロ組織観察、引張試験、曲げ試験、およびシャルピー衝撃試験を実施して、残留オーステナイト（γ）、焼戻しマルテンサイト（Ｔ．Ｍ）およびマルテンサイト（Ｆ．Ｍ）の面積率、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおける小角粒界密度および大角粒界密度、残留オーステナイトの圧延方向における粒子密度ＡＬと板厚方向における粒子密度ＡＮとの比ＡＬ／ＡＮ、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｅｌ）、ＴＳ×Ｅｌ、衝撃特性および曲げ性を評価した。各評価の方法は、上記に記載のとおりである。
　（機械的性質の試験方法）
　鋼板の幅方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行って引張強さ（ＴＳ）および破断伸び（Ｅｌ）を測定した。引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いたＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定される方法で行った。
　曲げ性は曲げ試験を行って評価した。
　焼鈍後の各鋼板を、幅２０ｍｍ、長さ５０ｍｍの曲げ試験片を採取した。曲げ試験片の幅方向が曲げ軸と平行になる。曲げ試験片の幅方向が鋼板の圧延方向に平行となる場合を圧延方向曲げ試験、曲げ試験片の幅方向が鋼板の幅方向に平行となる場合を幅方向曲げ試験と呼ぶ。その試験片をポンチ半径４．８ｍｍ、および、３．２ｍｍの頂角９０°のＶ型ポンチで型に押し込んだ。なお、曲げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２００６のＶブロック法に準じて行った。曲げ試験後の試料表面を観察し、ポンチ半径４．８ｍｍと３．２ｍｍの両方で割れが認められない場合、曲げ性をさらに良好、ポンチ半径４．８ｍｍにおいてのみ割れが認められない場合、曲げ性を良好、ポンチ半径４．８ｍｍと３．２ｍｍの両方で割れが認められる場合、曲げ性を不良とした。
　衝撃特性はシャルピー衝撃試験を行って評価した。
　焼鈍後の各鋼板から、Ｖノッチ試験片を採取した。この際、Ｖノッチ試験片の長さ方向が鋼板の圧延方向と一致するようにした。その試験片を４枚積層してねじ止めした後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８に準じてシャルピー衝撃試験に供した。衝撃特性は、２０℃での衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上の場合、衝撃特性を良好とし、それ未満である場合を、衝撃特性を不良とした。
　３．評価結果
　以上の評価結果を表４に示す。本実施例においては、９８０ＭＰａ以上のＴＳ、２２０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×Ｅｌ、良好な衝撃特性、および良好な曲げ性が得られた例を、高い強度を有し、かつ強度－延性バランス、曲げ性および衝撃特性に優れる鋼板として評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４から分かるように、本発明の規定を満足しない比較例では、機械特性のいずれかが劣る結果となった。具体的には、試験Ｎｏ．３では、第２熱処理工程での保持温度が低く、フェライトが生成し、焼戻しマルテンサイトの面積率が低かったため、強度および衝撃特性が悪化した。試験Ｎｏ．４では、第１熱処理工程での保持温度が高く、小角粒度密度が低くなり、残留オーステナイトの等方性が低下したため、ＴＳ×Ｅｌ、衝撃特性、曲げ性が悪化した。
　試験Ｎｏ．５では、Ｍｎ含有量が規定値未満であり、試験Ｎｏ．６では、Ｃ含有量が規定値未満であった。その結果、いずれの例でも残留オーステナイトの面積率が低かったため、ＴＳ×Ｅｌが悪化した。また試験Ｎｏ．６では、強度も不十分となった。
　試験Ｎｏ．８では、第２熱処理工程を行わなかったため、焼戻しマルテンサイトが生成せずにフェライト主体となり、また、小角粒界密度および大角粒界密度が低下した。加えて、残留オーステナイトも粗大化した。その結果、強度、ＴＳ×Ｅｌおよび衝撃特性が悪化した。試験Ｎｏ．９では、第３熱処理工程での保持温度が高く、焼戻しマルテンサイトの面積率が低く、マルテンサイトの面積率が高くなったため、衝撃特性が悪化した。
　試験Ｎｏ．１１では、第３熱処理工程を行わなかったため、マルテンサイト単相となり、ＴＳ×Ｅｌ、衝撃特性、曲げ性が悪化した。試験Ｎｏ．１３では、第２熱処理工程での保持時間が長く、大角粒度密度が低下したため、衝撃特性が悪化した。試験Ｎｏ．１５では、第２熱処理工程での保持温度が高く、大角粒度密度が低下したため、衝撃特性が悪化した。
　試験Ｎｏ．１９では、第１熱処理工程での保持時間が短く、小角粒度密度が低くなり、残留オーステナイトの等方性が低下したため、ＴＳ×Ｅｌ、衝撃特性、曲げ性が悪化した。試験Ｎｏ．２２では、巻取温度が高く、残留オーステナイトの等方性が低下したため、衝撃特性、曲げ性が悪化した。試験Ｎｏ．２４では、第１熱処理工程での保持温度が低く、小角粒度密度が低くなり、残留オーステナイトの等方性が低下したため、ＴＳ×Ｅｌ、衝撃特性、曲げ性が悪化した。
　試験Ｎｏ．２６では、第３熱処理工程での保持温度が低く、焼戻しマルテンサイトの面積率が高くなったため、強度が悪化した。試験Ｎｏ．２９では、第１熱処理工程および第２熱処理工程を行わなかったため、焼戻しマルテンサイトが生成せずにフェライト主体となり、さらにマルテンサイトの面積率が高くなった。また、小角粒界密度および大角粒界密度が低下し、残留オーステナイトの等方性も低下した。その結果、ＴＳ×Ｅｌ、衝撃特性、曲げ性が悪化した。
　これらに対して、本発明例では、９８０ＭＰａ以上のＴＳ、２２０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×Ｅｌ、「良好」な衝撃特性、および「良好」または「さらに良好」な曲げ性を示す鋼板が得られた。特に、本発明の鋼板は、残留オーステナイトが等方的に分散しているため、幅方向曲げ性だけでなく、圧延方向曲げ性においても優れた結果を示すことが分かる。
　本発明によれば、高い強度を有し、かつ強度－延性バランス、曲げ性および衝撃特性に優れる鋼板を得ることができる。そのため、本発明の鋼板は様々な用途に用いることができ、特にサイドシルなどの自動車の構造部品用途に好適に用いられ自動車の軽量化にも寄与する。

Claims (7)

  1. 　鋼板の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１８％超０．３０％未満、
    　Ｓｉ：０．００１％以上２．００％未満、
    　Ｍｎ：２．５０％超４．２０％未満、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．００％未満、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下、
    　Ｎ：０．０５０％未満、
    　Ｏ：０．０２０％未満、
    　Ｃｒ：０～０．５０％、
    　Ｍｏ：０～０．５０％、
    　Ｗ：０～０．３０％、
    　Ｃｕ：０～０．３０％、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、
    　Ｔｉ：０～０．１００％、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｖ：０～０．１００％、
    　Ｂ：０～０．０１０％、
    　Ｃａ：０～０．０１０％、
    　Ｍｇ：０～０．０１０％、
    　Ｚｒ：０～０．０１０％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１０％、
    　Ｓｂ：０～０．０５０％、
    　Ｓｎ：０～０．０５０％、
    　Ｂｉ：０～０．０５０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面において、表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織が、面積％で、
    　残留オーステナイト：１０％以上、
    　焼戻しマルテンサイト：６０～８０％、
    　マルテンサイト：２０％未満、であり、
    　焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおいて、結晶方位差が２度以上２０度未満の小角粒界密度が０．２０～１．０μｍ－１であり、結晶方位差が２０～５０度の大角粒界密度が０．３０～０．６０μｍ－１であり、
    　残留オーステナイトの圧延方向における粒子密度ＡＬと板厚方向における粒子密度ＡＮとの比ＡＬ／ＡＮが０．８０～１．０である、
    　鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
    　Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    　Ｗ：０．０１～０．３０％、
    　Ｃｕ：０．０１～０．３０％、および
    　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．１００％、および
    　Ｖ：０．００５～０．１００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１または請求項２に記載の鋼板。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂ：０．０００１～０．０１０％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１０％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０１０％、および
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１０％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼板。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｓｂ：０．０００５～０．０５０％、
    　Ｓｎ：０．０００５～０．０５０％、および
    　Ｂｉ：０．０００５～０．０５０％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼板。
  6. 　前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、
    　請求項１から請求項５までのいずれかに記載の鋼板。
  7. 　前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、
    　請求項１から請求項５までのいずれかに記載の鋼板。
PCT/JP2021/010890 2020-04-02 2021-03-17 鋼板 Ceased WO2021200169A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020067085 2020-04-02
JP2020-067085 2020-04-02

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021200169A1 true WO2021200169A1 (ja) 2021-10-07

Family

ID=77928195

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2021/010890 Ceased WO2021200169A1 (ja) 2020-04-02 2021-03-17 鋼板

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2021200169A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20250140093A (ko) 2023-03-10 2025-09-24 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014020640A1 (ja) * 2012-07-31 2014-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
WO2017208762A1 (ja) * 2016-05-30 2017-12-07 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018105003A1 (ja) * 2016-12-05 2018-06-14 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板
WO2018116155A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
WO2018147400A1 (ja) * 2017-02-13 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019131188A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014020640A1 (ja) * 2012-07-31 2014-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
WO2017208762A1 (ja) * 2016-05-30 2017-12-07 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018105003A1 (ja) * 2016-12-05 2018-06-14 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板
WO2018116155A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
WO2018147400A1 (ja) * 2017-02-13 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019131188A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20250140093A (ko) 2023-03-10 2025-09-24 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110177896B (zh) 钢板及其制造方法
CN103562428B (zh) 冷轧钢板及其制造方法
JP4635525B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5488129B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
CN105734411B (zh) 具有优异拉伸性能的热浸镀锌和合金化热浸镀锌钢板及制造其的方法
WO2013046476A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2022209519A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JPWO2012026419A1 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP7216933B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2017168957A1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP7036274B2 (ja) 鋼板
JP6760543B1 (ja) 鋼板及び鋼板の製造方法
JP7364963B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN111868282B (zh) 钢板
WO2022209520A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP6744003B1 (ja) 鋼板
JP6683291B2 (ja) 鋼板及び鋼板の製造方法
WO2021200169A1 (ja) 鋼板
JP2018003114A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN111868283B (zh) 钢板
JP2018003115A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2022054221A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP7743945B1 (ja) 高強度亜鉛めっき鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板を製造するための熱延鋼板、冷延鋼板と高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6687171B1 (ja) 鋼板

Legal Events

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

Ref document number: 21782321

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 21782321

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: JP