JP7193044B1 - 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材 Download PDF

Info

Publication number
JP7193044B1
JP7193044B1 JP2022543608A JP2022543608A JP7193044B1 JP 7193044 B1 JP7193044 B1 JP 7193044B1 JP 2022543608 A JP2022543608 A JP 2022543608A JP 2022543608 A JP2022543608 A JP 2022543608A JP 7193044 B1 JP7193044 B1 JP 7193044B1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
hard phase
carbon concentration
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.)
Active
Application number
JP2022543608A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2022270100A1 (ja
Inventor
秀和 南
雅康 植野
勇樹 田路
裕二 田中
潤也 戸畑
一輝 遠藤
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.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE 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 JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of JPWO2022270100A1 publication Critical patent/JPWO2022270100A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7193044B1 publication Critical patent/JP7193044B1/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc
    • 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
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • 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
    • C22C38/32—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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—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

Landscapes

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

Abstract

本発明は、高い伸びフランジ性を有するとともに、圧延直角方向だけでなく圧延方向のＹＲを高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供する。本発明の高強度鋼板は、所定の成分組成を有すると共に、［％Ｃ］を成分組成におけるＣの含有量（質量％）とした時、高強度鋼板の鋼組織は、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］超１．５×［％Ｃ］未満とする第１硬質相を面積率で５５％以上とし、炭素濃度が０．０５質量％以上０．７×［％Ｃ］以下とする第２硬質相を面積率で５％以上４０％以下とし、炭素濃度が０．０５質量％未満である領域（フェライト相）を面積率で１０％未満とするものであり、さらに、硬質相の平均結晶粒径を５．３μｍ以下とし、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比を０．１０以上０．４５以下とし、加えて、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度を１．０以上とするものである。

Description

本発明は、高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材に関する。
車輌の軽量化によるＣＯ２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用鋼板の高強度化が進められている。また、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格を形成する主要な構造部品や補強部品（以下、自動車の骨格構造部品などともいう）に対する高強度鋼板、特に、引張強さ（以下、単にＴＳともいう）で１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。
このような高強度鋼板に関する技術として、例えば、特許文献１には、
「質量％で、Ｃ：０．０９％以上０．３７％以下、Ｓｉ：０．７０％超２．００％以下、Ｍｎ：２．６０％以上３．６０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］より大きく１．５×［％Ｃ］より小さいマルテンサイトが面積率で５５％以上であり、炭素濃度が０．７×［％Ｃ］以下である焼戻しマルテンサイトが面積率で５％以上４０％以下であり、残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．０５以上０．４０以下であり、前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径がそれぞれ５．３μｍ以下である鋼組織を有し、前記鋼組織は、さらに、表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
なお、［％Ｃ］は、鋼中の成分元素Ｃの含有量（質量％）を示す。」
が開示されている。
特許第６７４７６１２号
自動車の骨格構造部品などのうち、例えば、クラッシュボックスなどは、打抜き端面などを有する。そのため、このような部品には、成形性の観点から、高い伸びフランジ性を有する鋼板を適用することが好ましい。
また、自動車の骨格構造部品などに用いられる高強度鋼板には、自動車の骨格構造部品などに成形した際に、高い部品強度を有することが要求される。部品強度の上昇については、例えば、部品の長手方向の降伏強度（以下、単にＹＳともいう）を高めることや、鋼板の降伏比（＝ＹＳ／ＴＳ×１００、以下、単にＹＲともいう）を高めることが有効である。これにより、自動車衝突時の衝撃吸収エネルギー（以下、単に衝撃吸収エネルギーともいう）が上昇する。
しかしながら、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、製造性の観点から、鋼板の幅に制約がある。すなわち、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、広幅の鋼板の製造が難しい。そのため、自動車の骨格構造部品などでは、部品の長手方向を鋼板の圧延方向（以下、単に圧延方向ともいう）とせざるを得ない場合がある。そして、この場合には、圧延方向のＹＳ、ひいては圧延方向のＹＲを高めることが、衝撃吸収エネルギーの上昇をさせるうえで非常に重要となる。
しかしながら、特許文献１に記載の高強度鋼板では、圧延方向の降伏強度および降伏比について考慮が払われていない。そのため、自動車の骨格構造部品などへの高強度鋼板の適用比率を増加させる観点から、高い伸びフランジ性を有するとともに、圧延直角方向だけでなく圧延方向のＹＲを高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の開発が、求められているのが現状である。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、高い伸びフランジ性を有するとともに、圧延直角方向だけでなく圧延方向のＹＲを高めた、換言すれば、種々の大きさおよび形状の部品に適用した際に高い部品強度が得られる、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
さらに、本発明は、上記の高強度鋼板を用いてなる部材を提供することを目的とする。
ここで、「高い伸びフランジ性」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して測定する穴広げ率（以下、単にλともいう）が３０％以上であることを意味する。
「高いＹＲ（すなわち、高い部品強度）」とは、圧延方向および圧延直角方向のＹＲがいずれも７０％以上であり、かつ、圧延方向のＹＲ≧圧延直角方向のＹＲ（好適には、圧延方向のＹＲ＞圧延直角方向のＹＲ）である、ことを意味する。
なお、ＹＲは次式（１）により求める。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（１）
また、圧延方向および圧延直角方向のＴＳおよびＹＳはそれぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定する。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。その結果、以下の（１）～（４）を同時に満足させることにより、高い伸びフランジ性を有するとともに、圧延直角方向のＹＲだけでなく圧延方向のＹＲを高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られるとの知見を得た。
（１）所定の成分組成としたうえで、以下のように定義する第１硬質相および第２硬質相を主体とする組織とする。
ここで、
第１硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．７×［％Ｃ］超１．５×［％Ｃ］未満である領域、
第２硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．０５以上０．７×［％Ｃ］以下である領域、
である。
（２）第１硬質相および第２硬質相を構成する結晶粒の平均結晶粒径を５．３μｍ以下とする。
（３）残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比を０．１０以上０．４５以下とする。
（４）｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度を１．０以上とする。
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次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下
で、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、
第１硬質相の面積率：５５％以上、
第２硬質相の面積率：５％以上４０％以下および
フェライト相の面積率：１０％未満
であり、
前記第１硬質相および前記第２硬質相を構成する結晶粒の平均結晶粒径が５．３μｍ以下であり、
残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．１０以上０．４５以下であり、かつ、
｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度が１．０以上である、鋼組織と、を有し、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、高強度鋼板。
ここで、
第１硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．７×［％Ｃ］超１．５×［％Ｃ］未満である領域、
第２硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．０５以上０．７×［％Ｃ］以下である領域、
フェライト相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．０５未満である領域、
である。
また、［％Ｃ］は、上記成分組成におけるＣの含有量（質量％）である。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下および
Ｂｉ：０．２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記１に記載の高強度鋼板。
３．表面にめっき層を有する、前記１または２に記載の高強度鋼板。
４．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
ついで、前記熱延鋼板に酸洗を施し、
ついで、前記熱延鋼板に、パス数：２パス以上、累積圧下率：２０％以上７５％以下の条件で冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
ついで、前記冷延鋼板を、２５０℃以上７００℃以下の温度域での平均加熱速度：１０℃／ｓ以上、焼鈍温度：８２０℃以上９５０℃以下の条件で焼鈍し、
ついで、前記冷延鋼板を、５０℃以上４００℃以下の温度域での滞留時間：７０ｓ以上７００ｓ以下の条件で冷却し、
ついで、前記冷延鋼板に、前記冷延鋼板の板厚１／２０位置における相当塑性歪：０．１０％以上を付与する加工を施す、高強度鋼板の製造方法。
５．前記冷延鋼板にめっき処理を施す、前記４に記載の高強度鋼板の製造方法。
６．前記１～３のいずれかに記載の高強度鋼板を用いてなる、部材。
７．自動車の骨格構造部品用、または、自動車の補強部品用である、前記６に記載の部材。
本発明によれば、高い伸びフランジ性を有するとともに、圧延直角方向だけでなく圧延方向のＹＲを高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られる。
特に、本発明の高強度鋼板は、延直角方向のＹＲだけでなく圧延方向のＹＲも高いので、高い部品強度を得ながら、種々の大きさおよび形状の自動車の骨格構造部品などに適用することが可能である。これにより、車体軽量化による燃費向上を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１］高強度鋼板
まず、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下
Ｃは、重要な基本成分の１つである。すなわち、Ｃは、特に、第１硬質相、第２硬質相および残留オーステナイトの分率、ならびに、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。ここで、Ｃの含有量が０．０９０％未満では、第１硬質相の分率が減少し、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上にすることが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３９０％を超えると、第２硬質相の分率が減少し、λを３０％以上にすることが困難になる。したがって、Ｃの含有量は、０．０９０％以上０．３９０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．１００％以上、より好ましくは０．１１０％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．３６０％以下、より好ましくは０．３５０％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下
Ｓｉは、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する。すなわち、Ｓｉは、残留オーステナイトの分率、および、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。ここで、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、残留オーステナイト中の炭素濃度を十分に確保することができず、所望のＹＲを実現することができない。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加する。そのため、鋼板に打抜き加工を施した際に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。これにより、打抜き加工時、および、穴広げ加工時のボイドの生成量が増加し、λが低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上である。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下である。
Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下
Ｍｎは、重要な基本成分の１つである。すなわち、Ｍｎは、特に、第１硬質相および第２硬質相の分率に影響する重要な元素である。ここで、Ｍｎの含有量が２．００％未満では、第１硬質相の分率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が４．００％を超えると、第２硬質相の分率が減少し、λを３０％以上にすることが困難になる。したがって、Ｍｎの含有量は、２．００％以上４．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．２０％以上、より好ましくは２．５０％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは３．８０％以下、より好ましくは３．６０％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。そのため、鋼板の極限変形能が低下することから、λが低下する。よって、Ｐの含有量は０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０７０％以下である。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができる。そのため、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、硫化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌは、Ａ３変態点を上昇させ、鋼組織中にフェライト相を生成させる元素である。ここで、鋼組織中にフェライト相が多量に生成すると、所望のＹＲを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ａｌは、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する。すなわち、Ａｌは、残留オーステナイトの分率、および、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する。そのため、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、窒化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。また、好適には、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、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。ここで、不可避的不純物としては、Ｚｎ、ＰｂおよびＡｓが挙げられる。これらの不純物は合計で０．１００％以下であれば、含有されることが許容される。
以上、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板の基本成分組成について説明したが、さらに、以下の任意添加元素のうち少なくとも１種を、単独で、または、組み合わせて、含有させることができる。
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下および
Ｂｉ：０．２００％以下
以下、これらの任意添加元素を含有させる場合の各元素の好適な含有量について、説明する。
Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、酸化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量は好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、析出物や介在物を生成させる。このような析出物や介在物が粗大化して多量に生成すると、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ、０．２００％以下とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを添加することにより、連続焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇する。これにより、第１硬質相および第２硬質相を構成する結晶粒が微細化し、ＹＲの増加に寄与する。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下
ＴａおよびＷは、析出物や介在物を生成させる。このような析出物や介在物が粗大化して多量に生成すると、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ、０．１０％以下とする。ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０８％以下である。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しない。ただし、ＴａおよびＷは、熱間圧延時または連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ、０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、鋳造時または熱間圧延時において鋼板内部の割れの発生を助長し、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｂの含有量は０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｂは、焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下
Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ、１．００％以下とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ、好ましくは０．８０％以下である。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉはいずれも焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、それぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｏ：０．０１０％以下
Ｃｏの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００８％以下である。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃｏは焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｃｕの含有量は１．００％以下とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．８０％以下である。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃｕは焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは、鋳造時または熱間圧延時において鋼板内部の割れの発生を助長し、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素である。そのため、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｓｂは表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素である。そのため、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ、０．０１００％以下とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ、好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭはいずれも、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上させる元素である。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下
ＺｒおよびＴｅの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ、０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０８０％以下である。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しない。ただし、ＺｒおよびＴｅはいずれも、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上させる元素である。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量は、それぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｈｆ：０．１０％以下
Ｈｆの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０８％以下である。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｈｆは、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上させる元素である。そのため、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｂｉ：０．２００％以下
Ｂｉの含有量が過剰になると、粗大な析出物や介在物を増加させ、鋼板の極限変形能を低下させる。そのため、λが低下する。よって、Ｂｉの含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しない。ただし、Ｂｉは、偏析を軽減する元素である。そのため、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
なお、上記したＯ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避的不純物として含むものとする。
つぎに、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板の鋼組織について、説明する。
本発明の一実施形態に従う高強度鋼板の鋼組織は、
第１硬質相の面積率：５５％以上、
第２硬質相の面積率：５％以上４０％以下および
フェライト相の面積率：１０％未満
であり、
前記第１硬質相および前記第２硬質相を構成する結晶粒の平均結晶粒径が５．３μｍ以下であり、
残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．１０以上０．４５以下であり、かつ、
｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度が１．０以上である、鋼組織である。
ここで、
第１硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．７×［％Ｃ］超１．５×［％Ｃ］未満である領域、
第２硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．０５以上０．７×［％Ｃ］以下である領域、
フェライト相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．０５未満である領域、
である。
また、［％Ｃ］は、上記成分組成におけるＣの含有量（質量％）である。なお、鋼組織の観察位置は、特に断らない限り、板厚の１／４位置である。
第１硬質相の面積率：５５％以上
第１硬質相を主相とする、具体的には、第１硬質相の面積率を５５％以上とすることにより、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが可能となる。したがって、第１硬質相の面積率は５５％以上とする。第１硬質相の面積率は、好ましくは５６％以上、より好ましくは５７％以上である。なお、第１硬質相の面積率の上限については特に限定されないが、所望のλおよびＹＲを実現する観点から、第１硬質相の面積率は、好ましくは９５％以下、より好ましくは９０％以下である。
なお、第１硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．７×［％Ｃ］超１．５×［％Ｃ］未満である領域である。また、第１硬質相は、主に焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）から構成される。
第２硬質相の面積率：５％以上４０％以下
上述した第１硬質相に加え、第２硬質相を存在させることにより、所望のλおよびＹＲを実現することが可能となる。こうした効果を得るためには、第２硬質相の面積率を５％以上にする必要がある。一方、第２硬質相の面積率が４０％を超えると、第１硬質相の面積率が減少してしまい、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、第２硬質相の面積率は５％以上４０％以下とする。第２硬質相の面積率は、好ましくは６％以上、より好ましくは７％以上である。第２硬質相の面積率は、好ましくは３９％以下、より好ましくは３８％以下である。
なお、第２硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．０５以上０．７×［％Ｃ］以下である領域である。また、第２硬質相は、主に焼戻しマルテンサイトやベイナイトから構成される。
フェライト相の面積率：１０％未満
フェライト相の面積率を１０％未満とすることにより、ＹＲが増加する。また、λも増加する。一方、フェライト相の面積率が１０％以上になると、ＹＲが低下する。また、主相である第１硬質相とフェライト相との硬度差により、λも低下する。したがって、フェライト相の面積率は１０％未満とする。フェライト相の面積率は、好ましくは８％以下、より好ましくは６％以下である。なお、フェライト相の面積率が０％であってもよい。ただし、延性の向上の観点からは、フェライト相の面積率は好ましくは１％以上、より好ましくは２％以上である。
なお、フェライト相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．０５未満である領域である。また、ここでいうフェライト相は、ベイニティックフェライトと定義される場合もある。
ここで、第１硬質相、第２硬質相およびフェライト相の面積率は、以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように試料を切り出す。ついで、試料の観察面に、ダイヤモンドペーストによる研磨を施し、ついで、アルミナを用いて仕上げ研磨を施す。ついで、試料の観察面において、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）により、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし（すなわち、鋼板の板厚の１／４位置が測定領域の板厚方向の中心位置となるようにする）、加速電圧：７ｋＶ、測定領域：２２．５μｍ×２２．５μｍの条件で、炭素濃度を３視野測定する。なお、測定データの炭素濃度への変換は、検量線法により行う。そして、得られた３視野において、炭素濃度から、第１硬質相、第２硬質相およびフェライト相に該当する頻度を算出し、それぞれを測定領域の合計頻度で除し、１００を乗じることにより、第１硬質相、第２硬質相およびフェライト相の面積率を算出する。
また、第１硬質相、第２硬質相およびフェライト相以外の残部組織の面積率は１０％以下であることが好ましい。ここで、残部組織の面積率は、次式により算出する。
［残部組織の面積率（％）］＝１００－［第１硬質相の面積率（％）］－［第２硬質相の面積率（％）］－［フェライト相の面積率（％）］
なお、残部組織としては、残留オーステナイト、および、その他鋼板の組織として公知のもの、例えば、パーライト、セメンタイトや準安定炭化物（イプシロン（ε）炭化物、イータ（η）炭化物、カイ（χ）炭化物等）等の炭化物が挙げられる。
残部組織のうち、残留オーステナイトの体積率は好適には５％以下である。また、残留オーステナイトの体積率は好適には０％超である。なお、残留オーステナイトの体積率は、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの面積率と読み替えることができる。加えて、残留オーステナイト以外の組織の面積率は好適には５％以下である。残部組織の同定および残留オーステナイト以外の組織の面積率の測定は、例えば、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）による観察により、行えばよい。また、残留オーステナイトの体積率は、後述する方法により求めればよい。
第１硬質相および第２硬質相を構成する結晶粒の平均結晶粒径（以下、硬質相の平均結晶粒径ともいう）：５．３μｍ以下
第１硬質相および第２硬質相を構成する結晶粒を微細化することにより、ＹＲを増加することができる。そのため、硬質相の平均結晶粒径は５．３μｍ以下とする。硬質相の平均結晶粒径は、好ましくは５．０μｍ以下、より好ましくは４．９μｍ以下である。なお、硬質相の平均結晶粒径の下限は特に限定されるものではないが、所望のλを実現する観点から、硬質相の平均結晶粒径は好ましくは１．０μｍ以上、より好ましくは２．０μｍ以上である。
ここで、第１硬質相および第２硬質相を構成する結晶粒の平均結晶粒径は、以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について、湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により、表面の平滑化を行う。ついで、当該面を０．１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食することにより、当該面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去する。ついで、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置として、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて、相をＩｒｏｎ－ＡｌｐｈａとＩｒｏｎ－Ｇａｍｍａに設定し、ステップサイズ：０．０５μｍの条件で結晶方位を測定する。得られた結晶方位のデータから、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、相をＩｒｏｎ－Ａｌｐｈａのみとし、まず残留オーステナイトの情報を除去する。ついで、得られた結晶方位のデータについて、Ｇｒａｉｎ Ｄｉｌａｔｉｏｎ法（Ｇｒａｉｎ Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ Ａｎｇｌｅ：５、Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ：２）によるクリーンアップ処理を１回行った後、ＣＩ（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）＞０．０５を閾値に設定する。ついで、フェライト相を除去する。ついで、ピクセル間方位差が５°以上の場合を粒界と定義することにより、第１硬質相および第２硬質相を構成する結晶粒の平均結晶粒径を算出する。
残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比（以下、残留γの体積率－炭素濃度の比ともいう）：０．１０以上０．４５以下
残留γの体積率－炭素濃度の比（［残留オーステナイト中の炭素濃度（質量％）］／［残留オーステナイトの体積率（ｖｏｌ．％）］）は、極めて重要な要件である。すなわち、残留オーステナイトの体積率および残留オーステナイト中の炭素濃度を複合的に制御することにより、所望のＹＲを実現することができる。そのため、残留γの体積率－炭素濃度の比は０．１０以上にする。一方、残留γの体積率－炭素濃度の比が０．４５を超えると、鋼板に打抜き加工を施した際に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。そのため、打抜き加工時、および、穴広げ加工時のボイドの生成量が増加し、λが低下する。したがって、残留γの体積率－炭素濃度の比は０．１０以上０．４５以下とする。残留γの体積率－炭素濃度の比は、好ましくは０．１２以上、より好ましくは０．１４以上である。残留γの体積率－炭素濃度の比は、好ましくは０．４３以下、より好ましくは０．４１以下である。
ここで、残留オーステナイトの体積率は、以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板表面から板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が観察面となるように、鋼板を研削し、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨する。ついで、観察面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の各面からの積分反射強度の強度比からオーステナイトの体積率を求め、これを残留オーステナイトの体積率とする。
また、残留オーステナイト中の炭素濃度は、以下のようにして測定する。
まず、残留オーステナイトの格子定数ａを、以下の式（２）により、オーステナイトの（２２０）面の回折ピークの位置（２θ）から算出する。なお、オーステナイトの（２２０）面の回折ピークの位置は、上記した残留オーステナイトの体積率を測定する際のＸ線回折測定により得られる。ついで、残留オーステナイトの格子定数ａを以下の式（３）に代入することにより、残留オーステナイト中の炭素濃度を算出する。
ａ＝１．７９０２１√２／ｓｉｎθ ・・・（２）
ａ＝３．５７８＋０．０００９５［％Ｍｎ］＋０．０２２［％Ｎ］＋０．０００６［％Ｃｒ］＋０．００３１［％Ｍｏ］＋０．００５１［％Ｎｂ］＋０．００３９［％Ｔｉ］＋＋０．００５６［％Ａｌ］＋０．０３３［％Ｃ］ ・・・（３）
ここで、
ａ：残留オーステナイトの格子定数（Å）、
θ：オーステナイトの（２２０）面の回折ピークの位置（２θ）を２で除した値（ｒａｄ）、
［％Ｍ］：鋼全体に占める元素Ｍ（Ｃは除く）の含有量（質量％）、
［％Ｃ］：残留オーステナイト中の炭素濃度（質量％）、
である。
｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度：１．０以上
｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度は、極めて重要な要件である。｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度を高めることにより、圧延方向の降伏比を優先的に高めることができる。こうした効果を得るため、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度は１．０以上にする。｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度は、好ましくは１．１以上、より好ましくは１．２以上である。なお、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度の上限は特に限定されるものではないが、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度が過度に高くなると、圧延直角方向のＹＲが減少する場合がある。そのため、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度は、９．０以下が好ましく、より好ましくは６．０以下である。
ここで、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度は、以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について、湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により、表面の平滑化を行う。ついで、当該面を０．１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食することにより、当該面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去する。ついで、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置として、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて結晶方位を測定する。ついで、得られたデータから、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度を求める。
また、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板では、表層軟化厚みを１０μｍ以上１００μｍ以下とすることが好ましい。
すなわち、鋼板の板厚１／４位置と比較して、鋼板の表層部を軟化させることにより、λの一層の向上を実現することができる。そのため、表層軟化厚みは１０μｍ以上にすることが好ましい。一方、表層軟化厚みが１００μｍを超えると、ＴＳの低下を招く場合がある。したがって、表層軟化厚みは１０μｍ以上１００μｍ以下とすることが好ましい。表層軟化厚みは、より好ましくは１２μｍ以上、さらに好ましくは１５μｍ以上である。また、表層軟化厚みは、より好ましくは８０μｍ以下、さらに好ましくは６０μｍ以下である。
ここで、表層軟化厚みは、以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について、湿式研磨により、表面の平滑化を行う。ついで、ビッカース硬度計を用いて、荷重５ｇｆの条件で、表面から深さ１０μｍの位置より板厚中心位置まで、板厚（深さ）方向に５μｍ間隔で硬度測定を行う。そして、鋼板の板厚１／４位置で得られた硬度を基準硬度とし、鋼板の表面から硬度が基準硬度×０．８５以下になる最深部の深さ位置までの距離（深さ）を測定し、その測定値を表層軟化厚みとする。
なお、鋼板の鋼組織は、通常、板厚方向に概ね上下対称となるので、組織の同定、硬質相の平均結晶粒径、残留γの体積率－炭素濃度の比、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度、および、表層軟化厚みの測定では、鋼板の表面（オモテ面および裏面）のうち、任意の一面を代表とする、例えば、鋼板の表面（オモテ面および裏面）のうちの任意の一面を板厚１／４位置などの板厚位置の起点（板厚０位置）とすればよい。以下も同様である。
引張強さ（ＴＳ）：１１８０ＭＰａ以上
本発明の一実施形態に従う高強度鋼板のＴＳは、１１８０ＭＰａ以上である。なお、ここでいう「ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上」は、圧延方向と圧延直角方向で測定されるＴＳがいずれも、１１８０ＭＰａ以上であることを意味する。また、ＴＳは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し、後述の実施例に記載の要領で測定する。
また、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。
加えて、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、表面にめっき層を有していてもよい。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とし、残部はＺｎとすることが好ましい。また、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層の場合、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ及びＬａから選ばれる一種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。また、めっき層は、鋼板の表面の片面に設けてもよく、両面に設けてもよい。
また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層の場合、一般的には、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成である。また、溶融亜鉛めっき層の場合、めっき層中のＦｅ含有量は７質量％未満が好ましい。合金化溶融亜鉛めっき層の場合、めっき層中のＦｅ含有量は７～２０質量％が好ましい。
さらに、めっき層の片面あたりのめっき付着量は、特に限定されるものではないが、例えば、溶融亜鉛めっき層や、（溶融亜鉛めっきが合金化された）合金化溶融亜鉛めっき層の場合、２０～８０ｇ／ｍ２が好ましい。
［２］高強度鋼板の製造方法
つぎに、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板の製造方法について、説明する。
本発明の一実施形態に従う高強度鋼板の製造方法は、
上記の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
ついで、前記熱延鋼板に酸洗を施し、
ついで、前記熱延鋼板に、パス数：２パス以上、累積圧下率：２０％以上７５％以下の条件で冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
ついで、前記冷延鋼板を、２５０℃以上７００℃以下の温度域での平均加熱速度：１０℃／ｓ以上、焼鈍温度：８２０℃以上９５０℃以下の条件で焼鈍し、
ついで、前記冷延鋼板を、５０℃以上４００℃以下の温度域での滞留時間：７０ｓ以上７００ｓ以下の条件で冷却し、
ついで、前記冷延鋼板に、前記冷延鋼板の板厚１／２０位置における相当塑性歪：０．１０％以上を付与する加工を施す、というものである。
また、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板の製造方法は、上記の本発明の一実施形態に従う高強度鋼板を製造するための方法である。
なお、上記の温度は、特に断らない限り、いずれも鋼スラブまたは鋼板の表面温度を基準とする。
［熱延工程］
まず、鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。熱間圧延条件について特に限定されず、常法に従えばよい。
例えば、鋼スラブ（鋼素材）の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。また、鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましい。また、鋼スラブは、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。なお、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法に加え、直送圧延や直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。直送圧延は、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入するプロセスである。直接圧延は、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延するプロセスである。
鋼スラブを加熱する場合、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、スラブ加熱温度を１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。
ついで、鋼スラブを、通常の条件で粗圧延によりシートバーとする。なお、スラブ加熱温度を低めにした場合は、圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。また、仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上が好ましい。仕上げ圧延温度を過度に低下させると、圧延負荷の増大や、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率の上昇を招く。これにより、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、その結果、焼鈍後に得られる鋼板の加工性が低下する場合がある。なお、Ａｒ３変態点は次式により求める。
Ａｒ３（℃）＝８６８－３９６×［％Ｃ］＋２４．６×［％Ｓｉ］－６８．１×［％Ｍｎ］－３６．１×［％Ｎｉ］－２０．７×［％Ｃｕ］－２４．８×［％Ｃｒ］
なお、上記の式中の［％元素記号］は、上記の成分組成における当該元素の含有量（質量％）を表す。
また、熱間圧延後の巻取温度は、冷間圧延や連続焼鈍時の通板性を低下する懸念があることから、３００℃以上７００℃以下で行うことが好ましい。
なお、シートバー同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、シートバーを一旦巻き取っても構わない。また、圧延時の圧延荷重を低減するため、仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
［酸洗工程］
熱延工程後の熱延鋼板を、酸洗する。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができ、良好な化成処理性やめっき品質が確保される。なお、酸洗は、１回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。酸洗条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
なお、酸洗後、熱延鋼板に、任意の熱処理（熱延板焼鈍）を施してもよい。熱処理条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
［冷延工程］
ついで、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。この際、以下の条件を満足させることが重要である。
圧延パス数：２パス以上
圧延パス数を２パス以上として熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより、鋼板に剪断帯が多量に導入され、後工程の焼鈍時に生成するオーステナイト粒を微細にすることができる。これにより、第１硬質相および第２硬質相を構成する結晶粒が微細化し、ＹＲが増加する。また、冷間圧延により鋼板に剪断帯が均一に導入されることによって、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度を高めることができる。その結果、圧延方向の降伏比を優先的に高めることが可能となる。一方、圧延パス数を１パスにすると、剪断帯が少量かつ不均一に導入される。そのため、後工程の焼鈍時に生成するオーステナイト粒が粗大になり、所望のＹＲが得られない。また、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度を十分に高めることができず、圧延方向の降伏比を十分に高めることができない。したがって、冷間圧延の圧延パス数は２パス以上とする。冷間圧延の圧延パス数は、好ましくは３パス以上、より好ましくは４パス以上、さらに好ましくは５パス以上である。冷間圧延の圧延パス数の上限は特に規定しないが、生産性の観点から、冷間圧延の圧延パス数は、好ましくは１０パス以下である。
なお、圧延パス数を２パス以上とした冷間圧延は、例えば、タンデム式の多スタンド圧延やリバース圧延等により、行うことができる。
累積圧下率：２０％以上７５％以下
冷間圧延の累積圧下率を２０％以上とすることにより、フェライト相の面積率を１０％未満とすることが可能になる。その結果、ＹＲが増加し、ひいては、優れた部品の強度を得ることができる。一方、冷間圧延の累積圧下率が７５％を超えると、焼鈍時に生成するオーステナイト粒が過度に微細化し、最終製品となる鋼板の残留オーステナイトの量が増加する。これにより、残留オーステナイトの体積率－炭素濃度の比を適正範囲に制御することが困難となり、所望のＹＲを実現することができない。したがって、冷間圧延の累積圧下率は２０％以上７５％以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは２５％以上、より好ましくは２７％以上である。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは７０％以下、より好ましくは６０％以下である。
［焼鈍工程］
上記のようにして得られた冷延鋼板に、焼鈍を施す。この際、以下の条件を満足させることが重要である。なお、以下の温度は、いずれも鋼板表面温度を基準とする。
２５０℃以上７００℃以下の温度域（以下、加熱温度域ともいう）での平均加熱速度：１０℃／ｓ以上
加熱温度域での平均加熱速度を上昇させることにより、第１硬質相および第２硬質相を構成する結晶粒が微細化し、ＹＲが増加する。そのため、加熱温度域での平均加熱速度は１０℃／ｓ以上とする。加熱温度域での平均加熱速度は、好ましくは１２℃／ｓ以上、より好ましくは１４℃／ｓ以上である。また、加熱温度域での平均加熱速度の上限は特に規定しないが、生産性の観点から、好ましくは５０℃／ｓ以下、より好ましくは４０℃／ｓ以下である。
焼鈍温度：８２０℃以上９５０℃以下
焼鈍温度が８２０℃未満では、フェライトとオーステナイトの二相域での焼鈍処理になる。このような場合、焼鈍後の鋼板に多量のフェライトが含有されることになるため、所望のＹＲおよびλを実現することが困難になる。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると、焼鈍中にオーステナイトの結晶粒が粗大化し、第１硬質相および第２硬質相の平均結晶粒径が増大する。そのため、所望のＹＲを実現することができない。したがって、焼鈍温度は８２０℃以上９５０℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは８５０℃以上、より好ましくは８７０℃以上である。焼鈍温度は、好ましくは９４０℃以下、より好ましくは９３０℃以下である。なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。
なお、焼鈍温度域（８２０℃以上９５０℃以下）での保熱時間（以下、焼鈍時間ともいう）は特に限定されるものではないが、１０ｓ以上６００ｓ以下とすることが好ましい。また、保熱時の温度は常に一定でなくてもよい。
保熱時の酸素濃度（焼鈍温度域での酸素濃度）は特に限定されるものではないが、２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下とすることが好ましい。また、保熱時の露点（焼鈍温度域での露点）も特に限定されるものではないが、－３５℃以上１５℃以下とすることが好ましい。
［冷却工程］
上記の焼鈍後、冷延鋼板を冷却する。この際、以下の条件を満足させることが重要である。
５０℃以上４００℃以下の温度域（以下、冷却温度域ともいう）での滞留時間：７０ｓ以上７００ｓ以下
冷却温度域での滞留時間を適正に制御することにより、残留オーステナイトの体積率および残留オーステナイト中の炭素濃度を適正に制御することができる。その結果、所望のＹＲを実現することができる。そのため、冷却温度域での滞留時間は７０ｓ以上とする。一方、冷却温度域での滞留時間が７００ｓを超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加する。そのため、鋼板に打抜き加工を施した際に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。これにより、打抜き加工時、および、穴広げ加工時のボイドの生成量が増加し、λが低下する。また、第１硬質相の面積率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難となる。したがって、冷却温度域での滞留時間は７０ｓ以上７００ｓ以下とする。冷却温度域での滞留時間は、好ましくは７５ｓ以上、より好ましくは８０ｓ以上である。冷却温度域での滞留時間は、好ましくは５００ｓ以下、より好ましくは４００ｓ以下である。
なお、焼鈍温度から４００℃までの温度域での冷却条件は特に限定されるものではないが、例えば、当該温度域での平均冷却速度は５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
また、５０℃以下の温度域での冷却条件も特に限定されるものではなく、任意の方法により所望の温度、例えば、室温程度の温度まで冷却すればよい。
また、上記の冷却後の鋼板にスキンパス圧延（調質圧延）を施してもよい。スキンパス圧延での圧下率は、圧延方向の降伏比を優先的に高める観点から、０．０５％以上が好ましい。なお、スキンパス圧延での圧下率の上限は特に限定しないが、生産性の観点から１．５０％以下が好ましい。スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
［加工工程］
ついで、冷延鋼板に、加工を施す。この際、以下の条件を満足させることが極めて重要である。なお、本加工工程で被加工材とする冷延鋼板には、後述するめっき処理工程を上記焼鈍工程後でかつ本加工工程の前に行う場合に得られる、表面にめっき層を有する冷延鋼板（以下、めっき鋼板ともいう）も含まれる。
冷延鋼板の板厚１／２０位置における相当塑性歪（以下、単に相当塑性歪ともいう）：０．１０％以上
上記の焼鈍および冷却を経た冷延鋼板に、相当塑性歪：０．１０％以上を付与する加工を施すことにより、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度を高め、圧延方向の降伏比を優先的に高くすることができる。こうした効果を得るためには、加工により付与する相当塑性歪は０．１０％以上にする必要がある。加工により付与する相当塑性歪は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。なお、加工により付与する相当塑性歪の上限は特に規定しないが、生産性の観点から、加工により付与する相当塑性歪は２．００％以下とすることが好ましい。加工により付与する相当塑性歪は、より好ましくは１．５０％以下である。
ここで、相当塑性歪は、「美坂佳助、益居健：塑性と加工、１７（１９７６）、９８８」（以下、単に美坂ともいう）に記載の方法により、算出する。
この相当塑性歪の算出では、以下のデータ入力値を用いる。また、材料の加工硬化挙動は直線硬化の弾塑性体とする。バウジンガー硬化およびベンドロスによる張力低下は無視する。さらに、加工曲率式としては美坂の式を用いる。
・素材寸法：板厚１．６ｍｍ、幅９２０ｍｍ
・板厚分割数：３１
・ヤング率：２１０００ｋｇｆ／ｍｍ２
・ポアソン比：０．３
・降伏応力：１１１ｋｇｆ／ｍｍ２
・塑性係数：１７５７ｋｇｆ／ｍｍ２
なお、上記の加工方法は特に限定されず、鋼板に所定量の歪を付与できるものであれば、一般的な方法で構わない。例えば、ストレッチャー、連続式ストレッチャーレベラー、ローラーレベラー、テンションレベラーにより実施することができる。付与する歪量は、例えば、レベラーロールの押込み量（インターメッシュ）や張力を変更する事により、調整すればよい。
なお、上記の加工の後に、焼戻し処理を施しても良い。加工後に焼戻し処理を施すことで、ＹＳを低下させる要因である炭素濃度の低い残留オーステナイトをさらに低減することができる。その結果、ＹＲをさらに増加することができる。焼戻し温度は、ＹＲを増加する観点から１５０℃以上が好ましい。一方、焼戻し温度は、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる可能性があるため、４００℃以下が好ましい。なお、高強度鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
［めっき処理工程］
また、任意に、冷延鋼板にめっき処理を施してもよい。めっき処理は、上記の加工工程の前、特には、上記の焼鈍工程の後でかつ上記の加工工程の前（例えば、上記の焼鈍工程の後でかつ上記の冷却工程における冷却温度域での滞留前や、上記の冷却工程の後でかつ上記の加工工程の前など）に施すことが好ましい。めっき金属の種類は特に限定されず、一例においては亜鉛である。亜鉛めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、および、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき処理を例示できる。なお、焼鈍と溶融亜鉛めっき処理とを連続して行えるよう構成された装置を用いて（１ラインで）焼鈍と溶融亜鉛めっき処理とを施してもよい。その他、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき処理を施してもよい。
なお、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、冷延鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっき処理では、Ａｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のめっき浴を用いることが好ましい。また、合金化溶融亜鉛めっき処理では、溶融亜鉛めっき処理後に、４６０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。合金化温度が４６０℃未満では、Ｚｎ‐Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、合金化が困難となる場合がある。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳおよび延性が低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理では、４６０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましく、より好ましくは４７０℃以上５６０℃以下、さらに好ましくは４７０℃以上５３０℃以下である。
また、めっき付着量は、特に限定されるものではないが、例えば、溶融亜鉛めっき処理および合金化溶融亜鉛めっき処理の場合、片面あたり２０ｇ／ｍ２以上８０ｇ／ｍ２以下（両面めっき）とすることが好ましい。めっき付着量は、上述したように、例えば、溶融亜鉛めっき処理後にガスワイピング等を行うことにより調節することが可能である。
なお、上記では溶融亜鉛めっき処理や合金化溶融亜鉛めっき処理の場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき、または、Ａｌめっき等のめっき層を電気めっき処理により形成してもよい。一例において、めっき層は、電気亜鉛めっき層である。電気亜鉛めっき層を形成する場合、例えば、Ｎｉ：９質量％以上２５質量％以下を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のめっき浴を用いることができる。また、室温以上１００℃以下のめっき浴を用いることが好ましい。なお、電気めっき処理の場合、めっき付着量は、片面あたり１５ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下（両面めっき）とすることが好ましい。
めっき処理工程後に、スキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延での圧下率は、圧延方向の降伏比を優先的に高める観点から、０．０５％以上が好ましい。なお、スキンパス圧延での圧下率の上限は特に限定しないが、生産性の観点から、１．５０％以下が好ましい。スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
その他の製造方法の条件は、特に限定されるものではない。なお、めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理および合金化溶融亜鉛めっき処理を行う場合には、生産性の観点から、上記の焼鈍、冷却、溶融亜鉛めっき、および、合金化処理などの一連の工程を、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき処理後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。
なお、上記以外のめっき処理条件は、各めっき処理の常法に従えばよい。また、めっき処理後の高強度鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
上記以外の製造条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
［３］部材
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材は、上記した本発明の一実施形態に従う高強度鋼板を用いてなる部材である。本発明の一実施形態に従う部材は、例えば、上記した本発明の一実施形態に従う高強度鋼板を、プレス加工などにより、目的の形状に成形したものである。本発明の一実施形態に従う部材は、好適には、自動車の骨格構造部品用、または、自動車の補強部品用の部材である。
ここで、上記した本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、高い伸びフランジ性を有するとともに、圧延直角方向だけでなく圧延方向のＹＲを高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板である。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は車体の軽量化に寄与できるので、特に、自動車の骨格構造部品用、または、自動車の補強部品用の部材全般に好適に用いることができる。
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（鋼素材）を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを１２５０℃に加熱して、粗圧延し、シートバーを得た。ついで、得られたシートバーに、仕上げ圧延温度：９００℃で仕上げ圧延を施し、巻き取り温度：４５０℃で巻き取り、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板に酸洗を施した後、表２に示す条件で冷間圧延を施し、板厚：１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。
ついで、得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で焼鈍、冷却および加工を施した。また、一部の鋼板については、表２に示す条件の焼鈍後でかつ加工の前に、表２に示す種類のめっき処理を施し、（両面にめっき層を有する）めっき鋼板とした。表２中のめっき処理の種類におけるＣＲはめっき無し（冷延鋼板まま）、ＧＩは溶融亜鉛めっき処理（溶融亜鉛めっき鋼板を得たこと）、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき処理（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得たこと）、ＥＧは電気亜鉛めっき（電気亜鉛めっき（Ｚｎ―Ｎｉ合金めっき）鋼板を得たこと）を意味する。
なお、ＧＩでは、めっき浴として、Ａｌ：０．１４～０．１９質量％であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物である溶融亜鉛めっき浴を使用した。また、ＧＡでは、めっき浴として、Ａｌ：０．１４質量％であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物である溶融亜鉛めっき浴を使用した。めっき浴温はいずれも４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２程度とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ/ｍ２程度とした。また、ＧＡでは、めっき層中のＦｅ濃度が９質量％以上１２質量％以下であった。ＥＧでは、めっき層をＺｎ―Ｎｉ合金めっき層とし、めっき層中のＮｉ含有量が９質量％以上２５質量％以下であった。なお、明記していない条件については、常法に従うものとした。
かくして得られた鋼板について、上述した方法により、第１硬質相、第２硬質相およびフェライト相の面積率、第１硬質相および第２硬質相の平均結晶粒径、残留オーステナイトの体積率－炭素濃度の比、ならびに、｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度を測定した。結果を表３に示す。なお、得られた鋼板の母材鋼板の成分組成は、鋼スラブ段階の成分組成と実質的に同一であり、適合鋼についてはいずれも上記した実施形態に係る成分組成の範囲内であり、比較鋼についてはいずれも上記した実施形態に係る成分組成の範囲外であった。また、得られた鋼板の第１硬質相、第２硬質相およびフェライト相以外の残部組織のうち、残留オーステナイトの体積率はいずれも５％以下であり、残留オーステナイト以外の組織の面積率はいずれも５％以下であった。
また、得られた鋼板について、以下の試験方法に従い、引張特性および伸びフランジ性を評価した。結果を表３に併記する。
［引張試験］
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板より、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、それぞれＪＩＳ５号試験片を採取した。ついで、採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度：１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）のＹＳおよびＴＳを測定した。そして、ＴＳについては、圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）のＴＳがいずれも１１８０ＭＰａ以上を、合格と判断した。また、測定した圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）のＹＳおよびＴＳから、上述の式（１）により、圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）のＹＲをそれぞれ算出した。そして、圧延方向および圧延直角方向のＹＲがいずれも７０％以上を、合格と判断した。
［穴広げ試験］
穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板を、１００ｍｍ×１００ｍｍに剪断し、ついで、剪断した鋼板にクリアランス：１２．５％で直径：１０ｍｍの穴を打ち抜いた。ついで、内径：７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で鋼板を抑え、その状態で、頂角：６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。そして、次式により、（限界）穴広げ率：λ（％）を求めた。
（限界）穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ここで、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。そして、（限界）穴広げ率：λが３０％以上の場合に、伸びフランジ性が合格と判断した。
Figure 0007193044000001
Figure 0007193044000002
Figure 0007193044000003
Figure 0007193044000004
表３に示したように、発明例ではいずれも、圧延方向および圧延直角方向のＴＳがいずれも１１８０ＭＰａ以上であり、圧延方向および圧延直角方向のＹＲがいずれも７０％以上であり、さらに、高い伸びフランジ性が得られていた。
一方、比較例では、圧延方向および圧延直角方向のＴＳ、圧延方向および圧延直角方向のＹＲ、ならびに、伸びフランジ性の少なくとも１つが十分とは言えなかった。
以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は、上記の実施形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、上記の実施形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施形態、実施例および運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
本発明によれば、高い伸びフランジ性を有するとともに、圧延直角方向だけでなく圧延方向のＹＲを高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られる。
特に、本発明の高強度鋼板は、圧延直角方向のＹＲだけでなく圧延方向のＹＲも高いので、高い部品強度を得ながら、種々の大きさおよび形状の自動車の骨格構造部品などに適用することが可能である。これにより、車体軽量化による燃費向上を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
    Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．１００％以下および
    Ｎ：０．０１００％以下
    で、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、
    第１硬質相の面積率：５５％以上、
    第２硬質相の面積率：５％以上４０％以下および
    フェライト相の面積率：１０％未満
    であり、
    前記第１硬質相および前記第２硬質相を構成する結晶粒の平均結晶粒径が５．３μｍ以下であり、
    残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．１０以上０．４５以下であり、かつ、
    ｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度が１．０以上である、鋼組織と、を有し、
    引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、高強度鋼板。
    ここで、
    第１硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．７×［％Ｃ］超１．５×［％Ｃ］未満である領域、
    第２硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．０５以上０．７×［％Ｃ］以下である領域、
    フェライト相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．０５未満である領域、
    である。
    また、［％Ｃ］は、上記成分組成におけるＣの含有量（質量％）である。
  2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．２００％以下、
    Ｔａ：０．１０％以下、
    Ｗ：０．１０％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｎｉ：１．００％以下、
    Ｃｏ：０．０１０％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｃａ：０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０．１００％以下、
    Ｔｅ：０．１００％以下、
    Ｈｆ：０．１０％以下および
    Ｂｉ：０．２００％以下
    のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 表面にめっき層を有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 第１硬質相の面積率：５５％以上、
    第２硬質相の面積率：５％以上４０％以下および
    フェライト相の面積率：１０％未満
    であり、
    前記第１硬質相および前記第２硬質相を構成する結晶粒の平均結晶粒径が５．３μｍ以下であり、
    残留オーステナイトの体積率に対する残留オーステナイト中の炭素濃度の比が０．１０以上０．４５以下であり、かつ、
    ｛１１２｝＜１１１＞方位の集積度が１．０以上である、鋼組織、を有し、
    引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、高強度鋼板を製造するための方法であって、
    請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
    ついで、前記熱延鋼板に酸洗を施し、
    ついで、前記熱延鋼板に、パス数：２パス以上、累積圧下率：２０％以上７５％以下の条件で冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
    ついで、前記冷延鋼板を、２５０℃以上７００℃以下の温度域での平均加熱速度：１０℃／ｓ以上、焼鈍温度：８２０℃以上９５０℃以下の条件で焼鈍し、
    ついで、前記冷延鋼板を、５０℃以上４００℃以下の温度域での滞留時間：７０ｓ以上７００ｓ以下の条件で冷却し、
    ついで、前記冷延鋼板に、前記冷延鋼板の板厚１／２０位置における相当塑性歪：０．１０％以上を付与する加工を施す、高強度鋼板の製造方法。
    ここで、
    第１硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．７×［％Ｃ］超１．５×［％Ｃ］未満である領域、
    第２硬質相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．０５以上０．７×［％Ｃ］以下である領域、
    フェライト相は、板厚１／４位置において電子線マイクロアナライザにより測定される炭素濃度が０．０５未満である領域、
    である。
    また、［％Ｃ］は、上記成分組成におけるＣの含有量（質量％）である。
  5. 前記冷延鋼板にめっき処理を施す、請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
  6. 請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼板を用いてなる、部材。
  7. 自動車の骨格構造部品用、または、自動車の補強部品用である、請求項６に記載の部材。
JP2022543608A 2021-06-24 2022-03-28 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材 Active JP7193044B1 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021105146 2021-06-24
JP2021105146 2021-06-24
PCT/JP2022/015181 WO2022270100A1 (ja) 2021-06-24 2022-03-28 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2022270100A1 JPWO2022270100A1 (ja) 2022-12-29
JP7193044B1 true JP7193044B1 (ja) 2023-01-04

Family

ID=84544617

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022543608A Active JP7193044B1 (ja) 2021-06-24 2022-03-28 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP4317509A4 (ja)
JP (1) JP7193044B1 (ja)
KR (1) KR20240010000A (ja)
CN (1) CN117321236A (ja)
MX (1) MX2023015320A (ja)
WO (1) WO2022270100A1 (ja)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009287102A (ja) * 2008-05-30 2009-12-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2013104081A (ja) * 2011-11-11 2013-05-30 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2018011978A1 (ja) * 2016-07-15 2018-01-18 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
JP6747612B1 (ja) * 2018-10-10 2020-08-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0447612A (ja) 1990-06-13 1992-02-17 Fujikura Ltd 絶縁電線の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009287102A (ja) * 2008-05-30 2009-12-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2013104081A (ja) * 2011-11-11 2013-05-30 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2018011978A1 (ja) * 2016-07-15 2018-01-18 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
JP6747612B1 (ja) * 2018-10-10 2020-08-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP4317509A1 (en) 2024-02-07
CN117321236A (zh) 2023-12-29
KR20240010000A (ko) 2024-01-23
WO2022270100A1 (ja) 2022-12-29
MX2023015320A (es) 2024-01-23
JPWO2022270100A1 (ja) 2022-12-29
EP4317509A4 (en) 2024-09-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US20220251676A1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
JP5971434B2 (ja) 伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
US12077831B2 (en) Steel sheet, member, and methods for producing them
JP6750772B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6787535B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR102433938B1 (ko) 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법
JP6747612B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR20040091751A (ko) 연성 및 내피로특성에 우수한 고장력 용융 아연도금강판의제조방법
JP7195501B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、ならびに、部材
JP7215646B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR102518159B1 (ko) 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
EP4198149A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet, hot-dipped galvanized steel sheet, alloyed hot-dipped galvanized steel sheet, and methods for producing of these
JP7193044B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材
JP7323094B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN114945690B (zh) 钢板及其制造方法
JP7323095B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7323093B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN117616144A (zh) 冷轧钢板及其制造方法
WO2022190958A1 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20220715

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20220715

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20220830

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20221003

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20221108

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20221121

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 7193044

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150