JPWO2019186989A1 - 鋼板 - Google Patents

鋼板 Download PDF

Info

Publication number
JPWO2019186989A1
JPWO2019186989A1 JP2018535443A JP2018535443A JPWO2019186989A1 JP WO2019186989 A1 JPWO2019186989 A1 JP WO2019186989A1 JP 2018535443 A JP2018535443 A JP 2018535443A JP 2018535443 A JP2018535443 A JP 2018535443A JP WO2019186989 A1 JPWO2019186989 A1 JP WO2019186989A1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
area fraction
retained austenite
steel sheet
ferrite
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.)
Granted
Application number
JP2018535443A
Other languages
English (en)
Other versions
JP6465256B1 (ja
Inventor
由梨 戸田
由梨 戸田
栄作 桜田
栄作 桜田
邦夫 林
邦夫 林
上西　朗弘
朗弘 上西
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
Application granted granted Critical
Publication of JP6465256B1 publication Critical patent/JP6465256B1/ja
Publication of JPWO2019186989A1 publication Critical patent/JPWO2019186989A1/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C22C38/12—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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

Abstract

鋼板は所定の化学組成を有し、面積分率で、ポリゴナルフェライト：４０％以下、マルテンサイト：２０％以下、ベイニティックフェライト：５０％〜９５％、かつ残留オーステナイト：５％〜５０％、表される金属組織を有する。面積分率で、ベイニティックフェライトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１〜１．０、かつ、方位差角が１５°以上の粒界に囲まれた領域の転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下のベイニティックフェライト粒から構成されている。面積分率で、残留オーステナイトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１〜１．０、長軸の長さが１．０μｍ〜２８．０μｍ、かつ、短軸の長さが０．１μｍ〜２．８μｍの残留オーステナイト粒から構成されている。

Description

本発明は、自動車部品に好適な鋼板に関する。
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用した自動車の車体の軽量化が進められている。例えば、搭乗者の安全性の確保のために、車体の骨格系部品に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。衝突安全性への影響が大きい機械的特性として、引張強度、延性、延性−脆性遷移温度及び０．２％耐力が挙げられる。例えば、フロントサイドメンバに用いられる鋼板には優れた延性が要求される。
その一方で、骨格系部品の形状は複雑であり、骨格系部品用の高強度鋼板には、優れた穴拡げ性が及び曲げ性が要求される。例えば、サイドシルに用いられる鋼板には優れた穴拡げ性が要求される。
しかしながら、衝突安全性の向上及び成形性の向上の両立は困難である。従来、衝突安全性の向上又は成形性の向上に関する技術が提案されているが（特許文献１及び２）、これらによっても衝突安全性の向上及び成形性の向上の両立は困難である。
特許第５５８９８９３号公報 特開２０１３−１８５１９６号公報 特開２００５−１７１３１９号公報 国際公開第２０１２／１３３５６３号
本発明は、優れた衝突安全性及び成形性を得ることができる鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板において、残留オーステナイト及びベイニティックフェライトの面積分率及び形態を所定のものとすることにより、優れた伸びが発現されることが明らかになった。更に、ポリゴナルフェライトの面積分率が低い場合、鋼板内での硬度差が小さく、優れた伸びだけでなく、優れた穴拡げ性及び曲げ性もが得られ、十分な低温での耐脆化特性及び０．２％耐力も得られることが明らかになった。
本願発明者は、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．１％〜０．５％、
Ｓｉ：０．５％〜４．０％、
Ｍｎ：１．０％〜４．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５％〜６．０％、
Ｔｉ：０．００％〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００％〜０．２０％、
Ｂ：０．００００％〜０．００３０％、
Ｍｏ：０．００％〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０％〜２．０％、
Ｖ：０．００％〜０．５０％、
Ｍｇ：０．０００％〜０．０４０％、
ＲＥＭ：０．０００％〜０．０４０％、
Ｃａ：０．０００％〜０．０４０％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積分率で、
ポリゴナルフェライト：４０％以下、
マルテンサイト：２０％以下、
ベイニティックフェライト：５０％〜９５％、かつ
残留オーステナイト：５％〜５０％、
で表される金属組織を有し、
面積分率で、前記ベイニティックフェライトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１〜１．０、かつ、方位差角が１５°以上の粒界に囲まれた領域の転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下のベイニティックフェライト粒から構成され、
面積分率で、前記残留オーステナイトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１〜１．０、長軸の長さが１．０μｍ〜２８．０μｍ、かつ、短軸の長さが０．１μｍ〜２．８μｍの残留オーステナイト粒から構成されていることを特徴とする鋼板。
（２）
前記金属組織は、面積分率で、
ポリゴナルフェライト：５％〜２０％、
マルテンサイト：２０％以下、
ベイニティックフェライト：７５％〜９０％、かつ
残留オーステナイト：５％〜２０％、
で表されることを特徴とする（１）に記載の鋼板。
（３）
前記金属組織は、面積分率で、
ポリゴナルフェライト：２０％超４０％以下、
マルテンサイト：２０％以下、
ベイニティックフェライト：５０％〜７５％、かつ
残留オーステナイト：５％〜３０％、
で表されることを特徴とする（１）に記載の鋼板。
（４）
前記化学組成において、質量％で、
Ｔｉ：０．０１％〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００５％〜０．２０％、
Ｂ：０．０００１％〜０．００３０％、
Ｍｏ：０．０１％〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０１％〜２．０％、
Ｖ：０．０１％〜０．５０％、
Ｍｇ：０．０００５％〜０．０４０％、
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０４０％、若しくは
Ｃａ：０．０００５％〜０．０４０％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板。
（５）
表面に形成されためっき層を有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼板。
本発明によれば、残留オーステナイト及びベイニティックフェライトの面積分率及び形態等が適切であるため、優れた衝突安全性及び成形性を得ることができる。
図１は、残留オーステナイト粒の等価楕円の例を示す図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。
先ず、本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。本実施形態に係る鋼板は、面積分率で、ポリゴナルフェライト：４０％以下、マルテンサイト：２０％以下、ベイニティックフェライト：５０％〜９５％、かつ残留オーステナイト：５％〜５０％、で表される金属組織を有している。面積分率で、ベイニティックフェライトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１〜１．０、かつ、方位差角が１５°以上の粒界に囲まれた領域の転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下のベイニティックフェライト粒から構成されている。面積分率で、残留オーステナイトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１〜１．０、長軸の長さが１．０μｍ〜２８．０μｍ、かつ、短軸の長さが０．１μｍ〜２．８μｍの残留オーステナイト粒から構成されている。
（ポリゴナルフェライトの面積分率：４０％以下）
ポリゴナルフェライトは軟質な組織である。このため、ポリゴナルフェライトと硬質な組織であるマルテンサイトとの間の硬度の差が大きく、成形の際に、これらの間の界面において亀裂が発生しやすい。この界面に沿って亀裂が伸展することもある。ポリゴナルフェライトの面積分率が４０％超で、このような亀裂の発生及び伸展が生じやすく、十分な穴拡げ性、曲げ性、低温での耐脆化特性及び０．２％耐力を得にくい。従って、ポリゴナルフェライトの面積分率は４０％以下とする。
ポリゴナルフェライトの面積分率が低いほど、残留オーステナイト中へＣが濃化しにくくなり、穴拡げ性が向上する一方で延性が低下する。このため、穴拡げ性を延性よりも重視する場合は、ポリゴナルフェライトの面積分率は好ましくは２０％以下とし、延性を穴拡げ性よりも重視する場合は、ポリゴナルフェライトの面積分率は好ましくは２０％超４０％以下とする。穴拡げ性を延性よりも重視する場合も、延性を確保するために、ポリゴナルフェライトの面積分率は好ましくは５％以上とする。
（ベイニティックフェライトの面積分率：５０％〜９５％）
ベイニティックフェライトはポリゴナルフェライトよりも高密度で転位を含み、引張強度の向上に寄与する。ベイニティックフェライトの硬度は、ポリゴナルフェライトのそれより高く、マルテンサイトのそれよりも低いため、ベイニティックフェライトとマルテンサイトとの間の硬度差はポリゴナルフェライトとマルテンサイトとの間の硬度差よりも小さい。従って、ベイニティックフェライトは穴拡げ性及び曲げ性の向上にも寄与する。ベイニティックフェライトの面積分率が５０％未満では、十分な引張強度が得られない。従って、ベイニティックフェライトの面積分率は５０％以上とする。穴拡げ性を延性よりも重視する場合は、ベイニティックフェライトの面積分率は好ましくは７５％以上とする。一方、ベイニティックフェライトの面積分率が９５％超では、残留オーステナイトが不足し、十分な成形性が得られない。従って、ベイニティックフェライトの面積分率は９５％以下とする。
（マルテンサイトの面積分率：２０％以下）
マルテンサイトには、フレッシュマルテンサイト（焼戻していないマルテンサイト）及び焼戻しマルテンサイトが含まれる。上記のように、ポリゴナルフェライトとマルテンサイトとの間の硬度の差が大きく、成形の際に、これらの間の界面において亀裂が発生しやすい。この界面に沿って亀裂が伸展することもある。マルテンサイトの面積分率が２０％超で、このような亀裂の発生及び伸展が生じやすく、十分な穴拡げ性、曲げ性、低温での耐脆化特性及び０．２％耐力を得にくい。従って、マルテンサイトの面積分率は２０％以下とする。
（残留オーステナイトの面積分率：５％〜５０％）
残留オーステナイトは成形性の向上に寄与する。残留オーステナイトの面積分率が５％未満では、十分な成形性が得られない。一方、残留オーステナイトの面積分率が５０％超では、ベイニティックフェライトが不足し、十分な引張強度が得られない。従って、残留オーステナイトの面積分率は５０％以下とする。
ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトの同定及び面積分率の特定は、例えば、走査型電子顕微鏡（scanning electron microscope：ＳＥＭ）観察又は透過型電子顕微鏡（transmission electron microscope：ＴＥＭ）観察により行うことができる。ＳＥＭ又はＴＥＭを用いる場合、例えば、ナイタール液及びレペラ液を用いて試料を腐食し、圧延方向及び厚さ方向に平行な断面（幅方向に垂直な断面）及び／又は圧延方向に垂直な断面を１０００倍〜１０００００倍の倍率で観察する。
ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトを、電界放射型走査型電子顕微鏡（field emission scanning electron microscope：ＦＥ−ＳＥＭ）に付属した電子線後方散乱回折（electron back scattering diffraction：ＥＢＳＤ）機能を用いた結晶方位回折（ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＤ）による結晶方位の解析又はマイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定により判別することもできる。
例えば、ポリゴナルフェライト及びベイニティックフェライトの面積分率の特定では、鋼板の圧延方向及び厚さ方向に平行な断面（幅方向に垂直な断面）を研磨し、ナイタール液でエッチングする。次いで、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域をＦＥ−ＳＥＭで観察して面積分率を測定する。このような観察を５０００倍の倍率で１０視野について行い、１０視野の平均値からポリゴナルフェライト及びベイニティックフェライトの各面積分率が得られる。
残留オーステナイトの面積分率は、例えば、Ｘ線測定により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／４までの部分を機械研磨及び化学研磨により除去し、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いる。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）及び（２１１）、並びに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの面積分率を算出する。このような観察を１０視野について行い、１０視野の平均値から残留オーステナイトの面積分率が得られる。
Ｓγ＝（Ｉ２００ｆ＋Ｉ２２０ｆ＋Ｉ３１１ｆ）／（Ｉ２００ｂ＋Ｉ２１１ｂ）×１００
（Ｓγは残留オーステナイトの面積分率、Ｉ２００ｆ、Ｉ２２０ｆ、Ｉ３１１ｆは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ２００ｂ、Ｉ２１１ｂは、それぞれｂｃｃ相の（２００）、（２１１）の回折ピークの強度を示す。）
マルテンサイトの面積分率は、例えば、電界放出型走査電子顕微鏡（field emission-scanning electron microscope：ＦＥ−ＳＥＭ）観察及びＸ線測定により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とし、腐食にレペラ液を用いる。レペラ液により腐食されない組織はマルテンサイト及び残留オーステナイトであるため、レペラ液によって腐食されていない領域の面積分率から、Ｘ線測定により特定された残留オーステナイトの面積分率Ｓγを減じることでマルテンサイトの面積分率を特定することができる。マルテンサイトの面積分率は、例えば、ＳＥＭ観察で得られる電子チャンネリングコントラスト像を用いて特定することもできる。電子チャンネリングコントラスト像において、転位密度が高く、粒内にブロック、パケット等の下部組織を持つ領域がマルテンサイトである。このような観察を１０視野について行い、１０視野の平均値からマルテンサイトの面積分率が得られる。
（所定形態のベイニティックフェライト粒の面積分率：ベイニティックフェライトの全体に対して８０％以上）
転位密度が高いベイニティックフェライト粒はポリゴナルフェライトほど伸びの向上に寄与しないため、転位密度が高いベイニティックフェライト粒の面積分率が高いほど、伸びが低下しやすい。そして、アスペクト比が０．１〜１．０、かつ、方位差角が１５°以上の粒界に囲まれた領域の転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下のベイニティックフェライト粒の面積分率が８０％未満では、十分な伸びを得にくい。従って、このような形態のベイニティックフェライト粒の面積分率はベイニティックフェライト全体に対して８０％以上とし、好ましくは８５％以上とする。
ベイニティックフェライトの転位密度は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた組織観察によって特定することができる。例えば、方位差角が１５°の粒界に囲まれた結晶粒に存在する転位線の数を、当該結晶粒の面積で除することにより、ベイニティックフェライトの転位密度を特定することができる。
（所定形態の残留オーステナイト粒の面積分率：残留オーステナイトの全体に対して８０％以上）
残留オーステナイトは、成形の際に、加工誘起変態によりマルテンサイトに変態する。残留オーステナイトがマルテンサイトへ変態すると、このマルテンサイトがポリゴナルフェライト又は未変態の残留オーステナイトと隣り合っている場合、これらの間に大きな硬度差が生じる。大きな硬度差は、上記のように、亀裂の発生に繋がる。このような亀裂は、応力が集中する箇所に特に生じやすく、応力はアスペクト比が０．１未満の残留オーステナイトから変態したマルテンサイトの近傍に集中しやすい。そして、アスペクト比が０．１〜１．０、長軸の長さが１．０μｍ〜２８．０μｍ、かつ、短軸の長さが０．１μｍ〜２．８μｍの残留オーステナイト粒の面積分率が８０％未満では、応力集中に伴う亀裂が発生しやすく、十分な伸びを得にくい。従って、このような形態の残留オーステナイト粒の面積分率は残留オーステナイト全体に対して８０％以上とし、好ましくは８５％以上とする。ここで、残留オーステナイト粒のアスペクト比とは、当該残留オーステナイト粒の等価楕円の短軸の長さを長軸の長さで除して得られる値である。図１に等価楕円の一例を示す。残留オーステナイト粒１が複雑な形状を有していても、その等価楕円２の長軸の長さＬ１及び短軸の長さＬ２から当該残留オーステナイト粒のアスペクト比（Ｌ２／Ｌ１）が得られる。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。上述のように、本発明の実施形態に係る鋼板は、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、第１の焼鈍及び第２の焼鈍等を経て製造される。従って、鋼板及びスラブの化学組成は、鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、鋼板及びスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブは、質量％で、Ｃ：０．１％〜０．５％、Ｓｉ：０．５％〜４．０％、Ｍｎ：１．０％〜４．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５％〜６．０％、Ｔｉ：０．００％〜０．２０％、Ｎｂ：０．００％〜０．２０％、Ｂ：０．００００％〜０．００３０％、Ｍｏ：０．００％〜０．５０％、Ｃｒ：０．０％〜２．０％、Ｖ：０．００％〜０．５０％、Ｍｇ：０．０００％〜０．０４０％、ＲＥＭ（希土類金属：rare earth metal）：０．０００％〜０．０４０％、Ｃａ：０．０００％〜０．０４０％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有している。
（Ｃ：０．１０％〜０．５％）
炭素（Ｃ）は、鋼板の強度の向上に寄与したり、残留オーステナイトの安定性の向上を通じて伸びの向上に寄与したりする。Ｃ含有量が０．１０％未満では、十分な強度、例えば９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難であったり、残留オーステナイトの安定性が不十分となって十分な伸びが得られなかったりする。従って、Ｃ含有量は０．１０％以上とし、好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．５％超では、オーステナイトからベイニティックフェライトへの変態が遅延するため、所定形態のベイニティックフェライト粒が不足し、十分な伸びが得られない。従って、Ｃ含有量は０．５％以下とし、好ましくは０．２５％以下とする。
（Ｓｉ：０．５％〜４．０％）
珪素（Ｓｉ）は、鋼の強度の向上に寄与したり、残留オーステナイトの安定性の向上を通じて伸びの向上に寄与したりする。Ｓｉ含有量が０．５％未満では、これらの効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．５％以上とし、好ましくは１．０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．０％超では、鋼の強度が高くなりすぎて伸びが低下する。従って、Ｓｉ含有量は４．０％以下とし、好ましくは２．０％以下とする。
（Ｍｎ：１．０％〜４．０％）
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の強度の向上に寄与したり、第１の焼鈍又は第２の焼鈍の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態を抑制したりする。溶融亜鉛めっき処理が行われる場合は、当該処理の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態も抑制される。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、これらの効果を十分に得られなかったり、ポリゴナルフェライトが過剰に生成して穴拡げ性が劣化したりする。従って、Ｍｎ含有量は１．０％以上とし、好ましくは２．０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が４．０％超では、スラブ及び熱延鋼板の強度が高くなりすぎる。従って、４．０％以下とし、好ましくは３．０％以下とする。
（Ｐ：０．０１５％以下）
りん（Ｐ）は、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは、鋼板の厚さ方向の中央部に偏析して靱性を低下させたり、溶接部を脆化させたりする。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．０１５％超で、靱性の低下及び溶接性の脆化が顕著である。従って、Ｐ含有量は０．０１５％以下とし、好ましくは０．０１０％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
（Ｓ：０．０５０％以下）
硫黄（Ｓ）は、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、鋳造及び熱間圧延の製造性を低下させたり、粗大なＭｎＳを形成して穴拡げ性を低下させたりする。このため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｓ含有量が０．０５０％超で、溶接性の低下、製造性の低下及び穴拡げ性の低下が顕著である。従って、Ｓ含有量は０．０５０％以下とし、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
（Ｎ：０．０１％以下）
窒素（Ｎ）は、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、粗大な窒化物を形成して、曲げ性及び穴拡げ性を劣化させたり、溶接時のブローホールの発生の原因になったりする。このため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１％超で、曲げ性及び穴拡げ性の低下並びにブローホールの発生が顕著である。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
（Ａｌ：２．０％以下）
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸材として機能したり、オーステナイト中での鉄系炭化物の析出を抑制したりするが、必須元素ではない。Ａｌ含有量が２．０％超では、オーステナイトからポリゴナルフェライトへの変態が促進され、ポリゴナルフェライトが過剰に生成して穴拡げ性が劣化する。従って、Ａｌ含有量は２．０％以下とし、好ましくは１．０％以下とする。Ａｌ含有量の低減にはコストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ａｌ含有量は０．００１％以上としてもよい。
（Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５％〜６．０％）
Ｓｉ及びＡｌは、いずれも、残留オーステナイトの安定性の向上を通じて伸びの向上に寄与する。Ｓｉ及びＡｌの含有量が合計で０．５％未満では、この効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ及びＡｌの含有量は合計で０．５％以上とし、好ましくは１．２％以上とする。Ｓｉ又はＡｌのいずれかのみが含有されていてもよく、Ｓｉ及びＡｌの両方が含有されていてもよい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＣａは、必須元素ではなく、鋼板及びスラブに所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
（Ｔｉ：０．００％〜０．２０％）
チタン（Ｔｉ）は、析出強化及び細粒強化に起因した転位強化を通じて鋼の強度の向上に寄与する。従って、Ｔｉが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２５％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％超では、Ｔｉの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の成形性が低下する。従って、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．０８％以下とする。
（Ｎｂ：０．００％〜０．２０％）
ニオブ（Ｎｂ）は、析出強化及び細粒強化に起因した転位強化を通じて鋼の強度の向上に寄与する。従って、Ｎｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｎｂ含有量は好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％超では、Ｎｂの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の成形性が低下する。従って、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．０８％以下とする。
（Ｂ：０．００００％〜０．００３０％）
ホウ素（Ｂ）は、粒界を強化したり、第１の焼鈍又は第２の焼鈍の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態を抑制したりする。溶融亜鉛めっき処理が行われる場合は、当該処理の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態も抑制される。従って、Ｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００１％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００３０％超では、添加の効果が飽和したり、熱間圧延の製造性が低下したりする。従って、Ｂ含有量は０．００３０％以下とし、好ましくは０．００２５％以下とする。
（Ｍｏ：０．００％〜０．５０％）
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の強化に寄与したり、第１の焼鈍又は第２の焼鈍の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態を抑制したりする。溶融亜鉛めっき処理が行われる場合は、当該処理の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態も抑制される。従って、Ｍｏが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％超では、熱間圧延の製造性が低下する。従って、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．２０％以下とする。
（Ｃｒ：０．０％〜２．０％）
クロム（Ｃｒ）は、鋼の強化に寄与したり、第１の焼鈍又は第２の焼鈍の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態を抑制したりする。溶融亜鉛めっき処理が行われる場合は、当該処理の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態も抑制される。従って、Ｃｒが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が２．０％超では、熱間圧延の製造性が低下する。従って、Ｃｒ含有量は２．０％以下とし、好ましくは０．１０％以下とする。
（Ｖ：０．００％〜０．５０％）
バナジウム（Ｖ）は、析出強化及び細粒強化に起因した転位強化を通じて鋼の強度の向上に寄与する。従って、Ｖが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｖ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．５０％超では、Ｖの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の成形性が低下する。従って、Ｎｂ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．１０％以下とする。
（Ｍｇ：０．０００％〜０．０４０％、ＲＥＭ：０．０００％〜０．０４０％、Ｃａ：０．０００％〜０．０４０％）
マグネシウム（Ｍｇ）、希土類金属（ＲＥＭ）及びカルシウム（Ｃａ）は、酸化物又は硫化物として鋼中に存在し、穴拡げ性の向上に寄与する。従って、Ｍｇ、ＲＥＭ若しくはＣａ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量及びＣａ含有量はいずれも、好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量又はＣａ含有量が０．０４０％超では、粗大な酸化物が形成して穴拡げ性が低下する。従って、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量及びＣａ含有量はいずれも０．０４０％以下とし、好ましくは０．０１０％以下とする。
ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばミッシュメタルにて添加され、ミッシュメタルはＬａ及びＣｅの他にランタノイドを含有することがある。ＲＥＭの添加に、金属Ｌａ、金属Ｃｅ等の金属単体を用いてもよい。
不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。具体的には、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＨが不純物として例示される。Ｏ含有量は好ましくは０．０１０％以下とし、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量、Ｗ含有量、Ｃｏ含有量及びＡｓ含有量は好ましくは０．１％以下とし、Ｐｂ含有量及びＢｉ含有量は好ましくは０．００５％以下とし、Ｈ含有量は好ましくは０．０００５％以下とする。
本実施形態によれば、優れた衝突安全性及び成形性を得ることができる。例えば、穴拡げ性が３０％以上、最小曲げ半径（Ｒ（ｍｍ））と板厚（ｔ（ｍｍ））との比（Ｒ／ｔ）が０．５以下、全伸びが２１％以上、０．２％耐力が６８０ＭＰａ以上、引張強度が９８０ＭＰａ以上、延性−脆性遷移温度が−６０℃以下の機械的特性が得られる。特に、ポリゴナルフェライトの面積分率が５％〜２０％、かつベイニティックフェライトの面積分率が７５％以上の場合は、５０％以上の穴拡げ性が得られ、ポリゴナルフェライトの面積分率が２０％超４０％以下の場合は、２６％以上の全伸びが得られる。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、上記の化学組成を有するスラブの熱間圧延、酸洗、冷間圧延、第１の焼鈍及び第２の焼鈍をこの順で行う。
（熱間圧延）
熱間圧延では、スラブの粗圧延、仕上げ圧延及び巻き取りを行う。スラブとしては、例えば、連続鋳造で得たスラブ、薄スラブキャスターで作製したスラブを用いることができる。スラブは鋳造後に１０００℃以上の温度に保持したまま熱間圧延設備に供してもよく、１０００℃未満の温度まで冷却した後に加熱して熱間圧延設備に供してもよい。
粗圧延の最終パスの圧延温度は１０００℃〜１１５０℃とし、最終パスの圧下率は４０％以上とする。最終パスの圧延温度が１０００℃未満では、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が過度に小さくなる。この場合、オーステナイトからポリゴナルフェライトへの変態が過度に促進され、金属組織の均一性が低下し、十分な成形性が得られない。従って、最終パスの圧延温度は１０００℃以上とする。一方、最終パスの圧延温度が１１５０℃超では、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が過度に大きくなる。この場合にも、金属組織の均一性が低下し、十分な成形性が得られない。従って、最終パスの圧延温度は１１５０℃以下とする。最終パスの圧下率が４０％未満では、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が過度に大きくなり、金属組織の均一性が低下し、十分な成形性が得られない。従って、最終パスの圧下率は４０％以上とする。
仕上げ圧延の圧延温度はＡｒ３点以上とする。この圧延温度がＡｒ３点未満では、熱延鋼板の金属組織にオーステナイト及びフェライトが含まれることとなり、オーステナイトとフェライトとの間で機械的特性が相違するため、十分な成形性が得られない。従って、この圧延温度はＡｒ３点以上とする。この圧延温度をＡｒ３点以上とした場合、仕上げ圧延中の圧延荷重を比較的軽減できる。仕上げ圧延では、粗圧延で得られた複数の粗圧延板を接合したものを連続的に圧延してもよい。粗圧延板を一旦巻き取った後に、巻き戻しながら仕上げ圧延を行ってもよい。
巻き取りの温度は７５０℃以下とする。巻き取り温度が７５０℃超では、熱延鋼板の組織中に粗大なフェライト又はパーライトが生成し、金属組織の均一性が低下し、十分な成形性が得られない。表面に酸化物が厚く形成されて酸洗性が低下することもある。従って、巻き取り温度は７５０℃以下とする。巻き取り温度の下限は特に限定されないが、室温より低温で巻き取ることは困難である。スラブの熱間圧延により熱延鋼板のコイルが得られる。
（酸洗）
熱間圧延後には、熱延鋼板のコイルを巻き戻しながら酸洗を行う。酸洗は１回又は２回以上行う。酸洗により、熱延鋼板の表面の酸化物が除去され、化成処理性及びめっき性が向上する。
（冷間圧延）
酸洗後に冷間圧延を行う。冷間圧延の圧下率は４０％〜８０％とする。この圧下率が４０％未満では、冷延鋼板の形状を平坦に保つことが困難であったり、十分な延性が得られなかったりすることがある。従って、この圧下率は４０％以上とし、好ましくは５０％以上とする。一方、この圧下率が８０％超では、圧延荷重が過大になったり、フェライトの再結晶が過度に促進され、粗大なポリゴナルフェライトが形成され、ポリゴナルフェライトの面積分率が４０％を超えたりする。従って、この圧下率は８０％以下とし、好ましくは７０％以下とする。圧延パスの回数及びパス毎の圧下率は特に限定されない。熱延鋼板の冷間圧延により冷延鋼板が得られる。
（第１の焼鈍）
冷間圧延後に第１の焼鈍を行う。第１の焼鈍では、冷延鋼板の第１の加熱、第１の冷却、第２の冷却及び第１の保持を行う。第１の焼鈍は、例えば連続焼鈍ラインにて行うことができる。
第１の焼鈍の焼鈍温度は７５０℃〜９００℃とする。この焼鈍温度が７５０℃未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となったり、ベイニティックフェライトの面積分率が過少となったりする。従って、この焼鈍温度は７５０℃以上とし、好ましくは７８０℃以上とする。一方、この焼鈍温度が９００℃超では、オーステナイト粒が粗大化し、オーステナイトからベイニティックフェライト又は焼戻しマルテンサイトへの変態が遅延する。そして、この変態の遅延により、ベイニティックフェライトの面積分率が過少となる。従って、この焼鈍温度は９００℃以下とし、好ましくは８７０℃以下とする。焼鈍時間は特に限定されず、例えば１秒以上１０００秒以下とする。
第１の冷却の冷却停止温度は６００℃〜７２０℃とし、この冷却停止温度までの冷却速度は１℃／秒以上、１０℃／秒未満とする。第１の冷却の冷却停止温度が６００℃未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却停止温度は６００℃以上とし、好ましくは６２０℃以上とする。一方、この冷却停止温度が７２０℃超では、残留オーステナイトの面積分率が不足する。従って、この冷却停止温度は７２０℃以下とし、好ましくは７００℃以下とする。第１の冷却の冷却速度が１．０℃／秒未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却速度は１．０℃／秒以上とし、好ましくは３℃／秒以上とする。一方、この冷却速度が１０℃／秒以上では、残留オーステナイトの面積分率が不足する。従って、この冷却速度は１０℃／秒未満とし、好ましくは８℃／秒以下とする。
第２の冷却の冷却停止温度は１５０℃〜５００℃とし、この冷却停止温度までの冷却速度は１０℃／秒〜６０℃／秒とする。第２の冷却の冷却停止温度が１５０℃未満では、ベイニティックフェライト又は焼戻しマルテンサイトのラス幅が微細になり、ラス間に残存する残留オーステナイトが微細なフィルム状になる。この結果、所定形態の残留オーステナイト粒の面積分率が過少となる。従って、この冷却停止温度は１５０℃以上とし、好ましくは２００℃以上とする。一方、この冷却停止温度が５００℃超では、ポリゴナルフェライトの生成が促進されてポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却停止温度は５００℃以下とし、好ましくは４５０℃以下とし、より好ましくは室温程度とする。また、この冷却停止温度は、組成に応じてＭｓ点以下とすることが好ましい。第２の冷却の冷却速度が１０℃／秒未満では、ポリゴナルフェライトの生成が促進されてポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却速度は１０℃／秒以上とし、好ましくは２０℃／秒以上とする。一方、この冷却速度が６０℃／秒超では、残留オーステナイトの面積分率が下限未満となる。従って、この冷却速度は６０℃／秒以下とし、好ましくは５０℃／秒以下とする。
第１の冷却及び第２の冷却の方法は限定されず、例えば、ロール冷却、空冷若しくは水冷又はこれらの任意の組み合わせを行うことができる。
第２の冷却後に、冷延鋼板を１５０℃〜５００℃の温度に下記式（１）で定めるｔ１秒〜１０００秒の時間だけ保持する。この保持（第１の保持）は、例えば、第２の冷却後に１５０℃未満の温度に降温することなくそのまま行う。式（１）において、Ｔ０は保持温度（℃）であり、Ｔ１は第２の冷却の冷却停止温度（℃）である。
ｔ１＝２０×［Ｃ］＋４０×［Ｍｎ］−０．１×Ｔ０＋Ｔ１−０．１ （１）
第１の保持の間に、残留オーステナイト中へのＣの拡散が促進される。この結果、残留オーステナイトの安定性が向上し、残留オーステナイトを面積分率で５％以上確保することが可能となる。保持時間がｔ１秒未満では、Ｃが残留オーステナイト中に十分に濃化せず、その後の降温中に残留オーステナイトがマルテンサイトへ変態してしまい、残留オーステナイトの面積分率が過少となる。従って、保持時間はｔ１秒以上とする。保持時間が１０００秒超では、残留オーステナイトの分解が促進され、残留オーステナイトの面積分率が過少となる。従って、保持時間は１０００秒以下とする。冷延鋼板の第１の焼鈍により、中間鋼板が得られる。
第１の保持は、例えば、１５０℃未満の温度に降温した後に１５０℃〜５００℃の温度まで再加熱して行ってもよい。再加熱温度が１５０℃未満では、ベイニティックフェライト又は焼戻しマルテンサイトのラス幅が微細になり、ラス間に残存する残留オーステナイトが微細なフィルム状になる。この結果、所定形態の残留オーステナイト粒の面積分率が過少となる。従って、この再加熱温度は１５０℃以上とし、好ましくは２００℃以上とする。一方、この再加熱温度が５００℃超では、ポリゴナルフェライトの生成が促進されてポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この再加熱温度は５００℃以下とし、好ましくは４５０℃以下とする。
中間鋼板は、例えば、面積分率で、ポリゴナルフェライト：４０％以下、ベイニティックフェライト若しくは焼戻しマルテンサイト又はこれらの両方：合計で４０％〜９５％、かつ残留オーステナイト：５％〜６０％、で表される金属組織を有している。また、例えば、面積分率で、残留オーステナイトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．０３〜１．００の残留オーステナイト粒から構成されている。
（第２の焼鈍）
第１の焼鈍後に第２の焼鈍を行う。第２の焼鈍では、中間鋼板の第２の加熱、第３の冷却及び第２の保持を行う。第２の焼鈍は、例えば連続焼鈍ラインにて行うことができる。第２焼鈍を下記の条件で行うことにより、ベイニティックフェライトの転位密度を低下させ、転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下の所定形態のベイニティックフェライト粒の面積分率を高めることができる。
第２の焼鈍の焼鈍温度は７６０℃〜８００℃とする。この焼鈍温度が７６０℃未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となったり、ベイニティックフェライト粒の面積分率若しくは残留オーステナイトの面積分率又はこれらの両方が過少となったりする。従って、この焼鈍温度は７６０℃以上とし、好ましくは７７０℃以上とする。一方、この焼鈍温度が８００℃超では、オーステナイト変態に伴ってオーステナイトの面積分率が高くなり、ベイニティックフェライトの面積分率が過少となる。従って、この焼鈍温度は８００℃以下とし、好ましくは７９０℃以下とする。
第３の冷却の冷却停止温度は６００℃〜７５０℃とし、この冷却停止温度までの冷却速度は１℃／秒〜１０℃／秒とする。この冷却停止温度が６００℃未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却停止温度は６００℃以上とし、好ましくは６３０℃以上とする。一方、この冷却停止温度が７５０℃超では、マルテンサイトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却停止温度は７５０℃以下とし、好ましくは７３０℃以下とする。第３の冷却の冷却速度が１．０℃／秒未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却速度は１．０℃／秒以上とし、好ましくは３℃／秒以上とする。一方、この冷却速度が１０℃／秒超では、ベイニティックフェライトの面積分率が過少となる。従って、この冷却速度は１０℃／秒以下とし、好ましくは８℃／秒以下とする。
延性よりも穴拡げ性を重視する場合は、この冷却停止温度は好ましくは７１０℃以上とし、より好ましくは７２０℃以上とする。ポリゴナルフェライトの面積分率を２０％以下にしやすいからである。穴拡げ性よりも延性を重視する場合は、この冷却停止温度は好ましくは７１０℃未満とし、より好ましくは６９０℃以下とする。ポリゴナルフェライトの面積分率を２０％超４０％以下にしやすいからである。
第３の冷却後に、鋼板を１５０℃〜５５０℃の温度まで冷却し、その温度に１秒以上保持する。この保持（第２の保持）の間に、残留オーステナイト中へのＣの拡散が促進される。保持時間が１秒未満では、Ｃが残留オーステナイト中に十分に濃化せず、残留オーステナイトの安定性が低下し、残留オーステナイトの面積分率が過少となる。従って、保持時間は１秒以上とし、好ましくは２秒以上とする。保持温度が１５０℃未満では、Ｃが残留オーステナイト中に十分に濃化せず、残留オーステナイトの安定性が低下し、残留オーステナイトの面積分率が過少となる。従って、保持温度は１５０℃以上とし、好ましくは２００℃以上とする。一方、保持温度が５５０℃超では、オーステナイトからベイニティックフェライトへの変態が遅延するため、残留オーステナイト中へのＣの拡散が進まず、残留オーステナイトの安定性が低下し、残留オーステナイトの面積分率が過少となる。従って、保持温度は５５０℃以下とし、好ましくは５００℃以下とする。
このようにして、本発明の実施形態に係る鋼板を製造することができる。
ここまで述べた本発明の実施形態では、１回目焼鈍の１次冷却速度を１℃／ｓ以上、１０℃／ｓ未満に制御することにより、オーステナイトの一部をフェライトへと変態させる。フェライトの生成に伴い、未変態のオーステナイト中へＭｎが拡散して濃化する。オーステナイト中にＭｎが濃化することにより、第２の焼鈍中の第２の保持において、オーステナイトの降伏応力が上昇し、ベイニティックフェライトへの変態に伴って発生する変態応力を緩和するために有利な結晶方位が優先的に生成する。そのため、ベイニティックフェライト内部に導入されるひずみが低減されて、転位密度を８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下に制御することができる。ベイニティックフェライトの転位密度を８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下に制御することにより、塑性変形時の加工効果能を高めることができるため、優れた延性を得ることができる。ベイニティックフェライトの転位密度を低減することにより延性が向上するメカニズムは以下の通りである。ＴＲＩＰ鋼は、加工誘起変態により残留オーステナイトからマルテンサイトが生成すると、隣接するベイニティックフェライトには転位が導入されて加工硬化する。ベイニティックフェライトの転位密度が低ければ、ひずみが大きな領域でも加工硬化率を高く維持することができるため、均一伸びが向上する。
鋼板に、電気めっき処理、蒸着めっき処理等のめっき処理を行ってもよく、更に、めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。鋼板に、有機皮膜の形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロム処理等の表面処理を行ってもよい。
めっき処理として鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行う場合、例えば、鋼板の温度を、亜鉛めっき浴の温度より４０℃低い温度以上で、かつ亜鉛めっき浴の温度より５０℃高い温度以下の温度に加熱又は冷却し、亜鉛めっき浴を通板する。溶融亜鉛めっき処理により、表面に溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｆｅ：７質量％以上１５質量％以下、並びに残部：Ｚｎ、Ａｌ及び不純物で表される化学組成を有する。
溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う場合、例えば、溶融亜鉛めっき鋼板を４６０℃以上６００℃以下の温度に加熱する。この温度が４６０℃未満では、合金化が不足することがある。この温度が６００℃超では、合金化が過剰となって耐食性が劣化することがある。合金化処理により、表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（第１の試験）
第１の試験では、表１〜表３に示す化学組成を有するスラブを製造した。表１〜表３中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１〜表３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
次いで、一旦冷却した後に又は冷却することなく直接にスラブを１１００℃〜１３００℃に加熱し、表４〜表７に示す条件で熱間圧延を行って熱延鋼板を得た。その後、酸洗を行い、表４〜表７に示す条件で冷間圧延を行って冷延鋼板を得た。表４〜表７中の下線は、その数値が本発明に係る鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
続いて、表８〜表１１に示す条件で冷延鋼板の第１の焼鈍を行って中間鋼板を得た。表８〜表１１中の下線は、その数値が本発明に係る鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
次いで、中間鋼板の金属組織を観察した。この観察では、ポリゴナルフェライトの面積分率（ＰＦ）、ベイニティックフェライト又は焼き戻しマルテンサイトの面積分率（ＢＦ−ｔＭ）及び残留オーステナイトの面積分率（残留γ）を測定し、更に、残留オーステナイトの形状から所定形態の残留オーステナイト粒の面積分率を算出した。これらの結果を表１２〜表１５に示す。表１２〜表１５中の下線は、その数値が本発明に係る鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
その後、表１６〜表１９に示す条件で中間鋼板の第２の焼鈍を行って鋼板試料を得た。製造Ｎｏ．１５０及びＮｏ．１５１では、第２の焼鈍後にめっき処理を行い、製造Ｎｏ．１５１では、めっき処理後に合金化処理を行った。めっき処理としては溶融亜鉛めっき処理を行い、合金化処理の温度は５００℃とした。表１６〜表１９中の下線は、その数値が本発明に係る鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
続いて、鋼板試料の金属組織を観察した。この観察では、ポリゴナルフェライトの面積分率（ＰＦ）、ベイニティックフェライトの面積分率（ＢＦ）、残留オーステナイトの面積分率（残留γ）及びマルテンサイトの面積分率（Ｍ）を測定し、更に、残留オーステナイト及びベイニティックフェライトの形状から所定形態の残留オーステナイト粒の面積分率及び所定形態のベイニティックフェライト粒の面積分率を算出した。これらの結果を表２０〜表２３に示す。表２０〜表２３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
次いで、鋼板試料の機械的特性（全伸び、０．２％耐力、引張強度（引張最大強度）、穴拡げ値、曲げ半径と板厚との比Ｒ／ｔ、及び延性−脆性遷移温度）を測定した。全伸び、０．２％耐力及び引張強度の測定では、鋼板試料から圧延方向に垂直な方向（板幅方向）を長手方向とするＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠した引張試験を行った。穴拡げ値の測定では、ＪＩＳ Ｚ ２２５６の穴拡げ試験を行った。比Ｒ／ｔの測定では、ＪＩＳ Ｚ ２２４８の試験を行った。延性−脆性遷移温度の測定では、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の試験を行った。これらの結果を表２４〜表２７に示す。表２４〜表２７中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
表２４〜表２７に示すように、本発明の範囲内にある試験Ｎｏ．１及びＮｏ．４等の発明例では、優れた伸び、０．２％耐力、引張強度、穴拡げ値、比Ｒ／ｔ及び延性−脆性遷移温度が得られた。
一方、製造Ｎｏ．２及びＮｏ．３等の、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰であり、ベイニティックフェライトの面積分率が不足し、残留オーステナイトの面積分率が不足し、所定形態の残留オーステナイト粒の割合が不足し、所定形態のベイニティックフェライト粒の割合が不足した比較例では、伸び、穴拡げ値、比Ｒ／ｔが低かった。製造Ｎｏ．５及びＮｏ．６等の、ベイニティックフェライトの面積分率が不足し、マルテンサイトンの面積分率が過剰であり、所定形態の残留オーステナイト粒の割合が不足し、所定形態のベイニティックフェライト粒の割合が不足した比較例では、伸び、穴拡げ値及び比Ｒ／ｔが低かった。製造Ｎｏ．３０及びＮｏ．３７等の、所定形態の残留オーステナイト粒の割合が不足した比較例では、伸びが低かった。製造Ｎｏ．７０及びＮｏ．８５等の、ベイニティックフェライトの面積分率が不足し、マルテンサイトンの面積分率が過剰であり、所定形態の残留オーステナイト粒の割合が不足し、所定形態のベイニティックフェライト粒の割合が不足した比較例では、伸び、穴拡げ値、比Ｒ／ｔが低かった。
本発明は、例えば、自動車部品に好適な鋼板に関連する産業に利用することができる。
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989
Figure 2019186989

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１０％〜０．５％、
    Ｓｉ：０．５％〜４．０％、
    Ｍｎ：１．０％〜４．０％、
    Ｐ：０．０１５％以下、
    Ｓ：０．０５０％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ａｌ：２．０％以下、
    Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５％〜６．０％、
    Ｔｉ：０．００％〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．００％〜０．２０％、
    Ｂ：０．００００％〜０．００３０％、
    Ｍｏ：０．００％〜０．５０％、
    Ｃｒ：０．０％〜２．０％、
    Ｖ：０．００％〜０．５０％、
    Ｍｇ：０．０００％〜０．０４０％、
    ＲＥＭ：０．０００％〜０．０４０％、
    Ｃａ：０．０００％〜０．０４０％、かつ
    残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    面積分率で、
    ポリゴナルフェライト：４０％以下、
    マルテンサイト：２０％以下、
    ベイニティックフェライト：５０％〜９５％、かつ
    残留オーステナイト：５％〜５０％、
    で表される金属組織を有し、
    面積分率で、前記ベイニティックフェライトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１〜１．０、かつ、方位差角が１５°以上の粒界に囲まれた領域の転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下のベイニティックフェライト粒から構成され、
    面積分率で、前記残留オーステナイトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１〜１．０、長軸の長さが１．０μｍ〜２８．０μｍ、かつ、短軸の長さが０．１μｍ〜２．８μｍの残留オーステナイト粒から構成されていることを特徴とする鋼板。
  2. 前記金属組織は、面積分率で、
    ポリゴナルフェライト：５％〜２０％、
    マルテンサイト：２０％以下、
    ベイニティックフェライト：７５％〜９０％、かつ
    残留オーステナイト：５％〜２０％、
    で表されることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記金属組織は、面積分率で、
    ポリゴナルフェライト：２０％超４０％以下、
    マルテンサイト：２０％以下、
    ベイニティックフェライト：５０％〜７５％、かつ
    残留オーステナイト：５％〜３０％、
    で表されることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  4. 前記化学組成において、質量％で、
    Ｔｉ：０．０１％〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．００５％〜０．２０％、
    Ｂ：０．０００１％〜０．００３０％、
    Ｍｏ：０．０１％〜０．５０％、
    Ｃｒ：０．０１％〜２．０％、
    Ｖ：０．０１％〜０．５０％、
    Ｍｇ：０．０００５％〜０．０４０％、
    ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０４０％、若しくは
    Ｃａ：０．０００５％〜０．０４０％、
    又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鋼板。
  5. 表面に形成されためっき層を有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の鋼板。
JP2018535443A 2018-03-30 2018-03-30 鋼板 Active JP6465256B1 (ja)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2018/013554 WO2019186989A1 (ja) 2018-03-30 2018-03-30 鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP6465256B1 JP6465256B1 (ja) 2019-02-06
JPWO2019186989A1 true JPWO2019186989A1 (ja) 2020-04-30

Family

ID=65270597

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2018535443A Active JP6465256B1 (ja) 2018-03-30 2018-03-30 鋼板

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11492687B2 (ja)
EP (1) EP3778949A4 (ja)
JP (1) JP6465256B1 (ja)
KR (1) KR102390220B1 (ja)
CN (1) CN111757946B (ja)
MX (1) MX2020008637A (ja)
WO (1) WO2019186989A1 (ja)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018138791A1 (ja) * 2017-01-25 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 鋼板
CN114585765B (zh) * 2019-10-23 2023-09-19 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
EP4029959A4 (en) * 2019-10-23 2023-02-15 JFE Steel Corporation HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION THE SAME
US20220364198A1 (en) * 2019-10-31 2022-11-17 Jfe Steel Corporation Steel sheet, member, and methods for producing the same
KR102250333B1 (ko) * 2019-12-09 2021-05-10 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
JP7464887B2 (ja) 2020-10-15 2024-04-10 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
EP4253577A1 (en) * 2021-02-10 2023-10-04 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
JP7107464B1 (ja) * 2021-02-10 2022-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2022172540A1 (ja) * 2021-02-10 2022-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2022172539A1 (ja) * 2021-02-10 2022-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2023145146A1 (ja) * 2022-01-28 2023-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7311068B1 (ja) 2022-01-28 2023-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4333352B2 (ja) 2003-12-11 2009-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法
JP4716359B2 (ja) * 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4974341B2 (ja) * 2006-06-05 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 成形性、スポット溶接性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
JP5589893B2 (ja) 2010-02-26 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5537394B2 (ja) * 2010-03-03 2014-07-02 株式会社神戸製鋼所 温間加工性に優れた高強度鋼板
JP5662902B2 (ja) * 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5662903B2 (ja) * 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5632759B2 (ja) * 2011-01-19 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼部材の成形方法
KR101549317B1 (ko) 2011-03-28 2015-09-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5348268B2 (ja) 2012-03-07 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5821912B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5728108B2 (ja) 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
US10570475B2 (en) * 2014-08-07 2020-02-25 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
JP6032300B2 (ja) * 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6237900B2 (ja) * 2015-02-17 2017-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
PL3263733T3 (pl) 2015-02-24 2020-07-13 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na zimno i sposób jej wytwarzania
US10689737B2 (en) * 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
EP3342891B1 (en) * 2015-08-21 2021-10-13 Nippon Steel Corporation Steel sheet
JP6696208B2 (ja) * 2016-02-18 2020-05-20 日本製鉄株式会社 高強度鋼板の製造方法
JP6601253B2 (ja) * 2016-02-18 2019-11-06 日本製鉄株式会社 高強度鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
CN111757946B (zh) 2022-04-05
KR20200106191A (ko) 2020-09-11
CN111757946A (zh) 2020-10-09
KR102390220B1 (ko) 2022-04-25
EP3778949A1 (en) 2021-02-17
US11492687B2 (en) 2022-11-08
WO2019186989A1 (ja) 2019-10-03
MX2020008637A (es) 2020-09-21
US20210040588A1 (en) 2021-02-11
EP3778949A4 (en) 2021-07-21
JP6465256B1 (ja) 2019-02-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6465256B1 (ja) 鋼板
JP6213696B1 (ja) 高強度鋼板
CN107709598B (zh) 高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板
JP5310963B2 (ja) 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
JP5344100B2 (ja) 溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
WO2011004779A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JPWO2013118679A1 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2013046695A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6822488B2 (ja) 鋼板
JPWO2017033222A1 (ja) 鋼板
KR102333410B1 (ko) 고강도 냉연 강판
JP6187730B1 (ja) 鋼板
JP5978838B2 (ja) 深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法
WO2020162562A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6119627B2 (ja) 比例限の高い高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
JP2009167475A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7136335B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
CN109689910B (zh) 钢板
WO2018142450A1 (ja) 鋼板
TWI650434B (zh) 鋼板
JP6687171B1 (ja) 鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20180706

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20180706

A975 Report on accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005

Effective date: 20180731

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20180904

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20181025

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: 20181211

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20181224

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 6465256

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350