JPWO2020080407A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2020080407A1 JPWO2020080407A1 JP2020505285A JP2020505285A JPWO2020080407A1 JP WO2020080407 A1 JPWO2020080407 A1 JP WO2020080407A1 JP 2020505285 A JP2020505285 A JP 2020505285A JP 2020505285 A JP2020505285 A JP 2020505285A JP WO2020080407 A1 JPWO2020080407 A1 JP WO2020080407A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- steel sheet
- temperature
- residual
- 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
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 134
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 134
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 14
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 82
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 61
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims abstract description 52
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 44
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 38
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 26
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 claims abstract description 19
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 59
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 28
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 26
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 23
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 20
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 13
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 12
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 9
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 8
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 claims description 7
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 7
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000010410 layer Substances 0.000 claims description 2
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract description 28
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 44
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 22
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 21
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 16
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 15
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 14
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 12
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 12
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 11
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 10
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 9
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 9
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 8
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 8
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 7
- 230000008569 process Effects 0.000 description 7
- 229910000794 TRIP steel Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 6
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 5
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 description 5
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 5
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 5
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 5
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 4
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 4
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 4
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 4
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 4
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 4
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 4
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 4
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 3
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 3
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 3
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 238000005121 nitriding Methods 0.000 description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 3
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 2
- 239000011324 bead Substances 0.000 description 2
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 238000011109 contamination Methods 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 description 2
- 238000009713 electroplating Methods 0.000 description 2
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 230000002250 progressing effect Effects 0.000 description 2
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 2
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 2
- 238000000638 solvent extraction Methods 0.000 description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 238000005279 austempering Methods 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 238000011049 filling Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 230000003179 granulation Effects 0.000 description 1
- 238000005469 granulation Methods 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 230000000149 penetrating effect Effects 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000010008 shearing Methods 0.000 description 1
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000003892 spreading Methods 0.000 description 1
- 230000007480 spreading Effects 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
- 230000009772 tissue formation Effects 0.000 description 1
- 230000001131 transforming effect Effects 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- 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
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
- B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
- B21C47/02—Winding-up or coiling
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- 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
- C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0426—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0436—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0463—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 following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/60—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
- C23C2/04—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
- C23C2/26—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
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
鋼板およびその製造方法を提供する。本発明は、特定の成分組成と、面積率でフェライト：６〜９０％、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：１０〜９４％、体積率で残留γ：３〜１５％を含み、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり隣接領域が短軸幅：０．７〜１０μｍ、アスペクト比＞２．０でＣ濃度：０．０７％以下の上部ベイナイトである領域の合計面積率：ＳＣ濃化が０．１〜５％であり、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが５％以下（０％を含む）であり、表層の旧γ粒径が２〜１２μｍである鋼組織とを有する鋼板とする。
Description
本発明は、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用に好ましく適用できる、鋼板およびその製造方法に関する。
近年、自動車車体軽量化ニーズの更なる高まりから、自動車の骨格部品やシート部品への高強度鋼板の適用が進みつつある。しかしながら、引張強度（ＴＳ）が９８０〜１１８０ＭＰａ級の高強度鋼板を自動車部品に適用した場合、延性の低下や伸びフランジ成形性の低下に起因してプレス割れが生じやすくなる。このため、これらの高強度鋼板には、従来と比べ成形性に優れていることが望まれる。
このような背景から、鋼板の延性を向上させる技術として、鋼板のミクロ組織中に残留γを分散させたＴＲＩＰ鋼が開発されている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．１０〜０．４５％、Ｓ：０．５〜１．８％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含む鋼を焼鈍後に３５０〜５００℃で１〜３０ｍｉｎ保持して残留γを生成させることでＴＳ：８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上でＴＳ×Ｅｌ≧２５００ｋｇｆ／ｍｍ２・％の高い延性を有する鋼板が得られることが開示されている。
特許文献２には、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有する鋼を焼鈍後に１０℃／s以上で４５０〜３００℃まで冷却し、１８０〜６００秒保持し、占積率で残留オーステナイトを５％以上、ベイニティックフェライトを６０％以上、ポリゴナルフェライトを２０％以下に制御することで、延性：Ｅｌと伸びフランジ成形性：λに優れた鋼板が得られることが開示されている。
特許文献３には、特定の成分組成を有する鋼板を焼鈍後１５０〜３５０℃の温度域まで冷却し、その後４００℃付近に再加熱して保持することで、フェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトを含む組織が得られ、高い延性および高い伸びフランジ成形性を鋼板に付与できることが開示されている。これは冷却過程で一度マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）〜マルテンサイト変態完了温度（Ｍｆ点）の間の温度域まで冷却し、その後再加熱保持して残留γを安定化させる、所謂、Ｑ＆Ｐ；Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ（焼入れとマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配）という原理を利用したものである。近年、この原理の利用で高い延性と高い伸びフランジ成形性を有する高強度鋼の開発が進んでいる。
特許文献４には、上記のＱ＆Ｐ処理を改良した手法が開示されている。すなわち、特定の成分組成を有する鋼を、ポリゴナルフェライトを５％以下とするためにＡｅ３−１０℃以上の温度で焼鈍し、その後、Ｍｓ−１０℃〜Ｍｓ−１００℃の比較的高温で冷却を停止することで、４００℃付近に再加熱した際に上部ベイナイトを生成させて高い延性と高い伸びフランジ成形性を得ようとするものである。
さらに特許文献５には、低温で生成するベイナイトと高温で生成するベイナイトを活用し、延性と低温靱性に優れた鋼板を得る手法が開示されている。すなわち、Ｃ：０．１０〜０．５％を含有する鋼を焼鈍後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で１５０〜４００℃まで冷却し、その温度域で１０〜２００ｓｅｃ保持することで低温域のベイナイトを生成させ、４００℃超５４０℃以下の温度域に再加熱して５０ｓｅｃ以上保持することで高温域のベイナイトを生成させ延性と低温靱性に優れた鋼板を得ようとするものである。
一方で、かかるＴＲＩＰ鋼には延性向上の観点から多量のＣ、Ｓｉが添加されるため、溶接部の割れが生じやすいという問題を有している。この割れは、Ｚｎめっきを有する鋼板同士、もしくはＺｎめっきを有する鋼板とめっき処理されていない冷延鋼板をスポット溶接した場合にＺｎが母材の粒界に侵入して溶接ナゲットの近傍に亀裂を生じさせるという問題である。
このような亀裂の対策として、例えば、特許文献６では、板組である鋼板の組成を特定範囲の組成、具体的には、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０１％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｔｉ：４８×（Ｎ／１４）〜４８×｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）｝％、Ｎｂ：９３×（Ｃ／１２）〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とすることが提案されている。
しかしながら、特許文献１に記載の従来のＴＲＩＰ鋼は、Ｅｌは優れているものの、伸びフランジ成形性が非常に低いという問題を有していた。
特許文献２に記載の技術では、ミクロ組織として主にベイニティックフェライトを活用しており、フェライトを少なく抑えているので、伸びフランジ成形性には優れているものの延性は必ずしも高くない。このため、難成形部品への適応を考えると、さらなる延性の改善が求められていた。
特許文献３に記載の技術では、従来のＴＲＩＰ鋼やベイニティックフェライトを活用した鋼と比べると、比較的高い延性と高い伸びフランジ成形性を実現している。しかし、センターピラー等の難成形部品での成形においては破断が認められ、さらなる延性の向上が必要とされていた。本技術を適用した鋼板では、破断のしにくさを示す一様変形量が必ずしも十分でないことが明らかになった。この一様変形量は、延性の指標となるＥｌの中でもネッキングが生じ始めるまでの伸び量を表すＵ．Ｅｌで表され、Ｕ．Ｅｌをさらに増加させる必要がある。
特許文献４に記載の技術では、塊状のマルテンサイトを低減するためにポリゴナルフェライトの生成量を低減しており、十分な延性が確保できない。また、Ｅｌを向上させるために冷却停止温度を比較的高く設定しており、冷却停止時に未変態γが多く残存するので、塊状のマルテンサイトが残存しやすい。
特許文献５に記載の技術では、延性を向上させるために、低温域変態ベイナイトと高温域変態ベイナイトを活用するが、低温で変態するベイナイトは延性向上に対する寄与が小さく、高温で生成するベイナイトを利用する場合は塊状組織が残存しやすい。このため、高い延性と高い伸びフランジ成形性を同時に付与するのは難しい。
このように、従来技術では、十分高い延性と高い伸びフランジ成形性を確保した鋼板は得られていなかった。また、特許文献１〜５に記載の鋼板では、ＣやＳｉの含有量が多く、溶接部に亀裂が生じるという問題が解決されていなかった。
特許文献６に記載の技術では、Ｃ、Ｍｎ等の元素に強い制約が設けられており、高強度と高延性を両立することはできなかった。このように、優れた成形性と優れた溶接性を両立する鋼板はなかった。
本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、高い延性と優れた伸びフランジ成形性と優れた耐溶接部割れ性を実現する鋼板およびその製造方法を提供しようとするものである。
なお、ここでいう「鋼板」とは、表面に亜鉛めっき処理を施した亜鉛めっき鋼板も含むものとする。
本発明者らは、高い延性と優れた伸びフランジ成形性と優れた耐溶接部割れ性を具備させる手段について鋭意検討を行い以下の結論を得た。
まず、従来、（１）オーステンパ処理を施したＴＲＩＰ鋼で伸びフランジ成形性が不十分だった原因、（２）Ｑ＆Ｐを利用した鋼で延性が不十分だった原因を検討した。（１）の原因は、次の通りと考えられる。オーステンパを施したＴＲＩＰ鋼では、４００℃付近のオーステンパ時に炭素がベイナイトから未変態オーステナイトに拡散し、ｂｃｃ相とｆｃｃ相の自由エネルギーが等しくなるＴ０組成にオーステナイト中の炭素量が近づいた時点でベイナイト変態が停滞する。この変態の停滞により、Ｔ０組成付近まで炭素が濃化した硬質なマルテンサイトや残留γで構成される塊状組織が残存する。（２）の原因は次の通りと考えられる。Ｑ＆Ｐを利用した鋼では、冷却停止温度を十分低下させることで塊状組織は低減できるものの、マルテンサイト中での炭化物の析出や炭素の安定化により、オーステナイト相への炭素の供給が阻害され、残留γの安定化が十分に行われない。
Ｑ＆Ｐプロセスの最終テンパー過程で上部ベイナイトを多く生成させようとする場合は、（１）の現象が生じることが不可避である。つまり、従来提案された熱処理方法では、上部ベイナイト変態に隣接して生成する安定な残留γの利用と、塊状組織の低減を両立するのは難しい。このため、従来技術では、ある一定の延性と伸びフランジ特性の範囲からの脱却が難しい。
これに対して、上部ベイナイトに隣接して生じる安定な残留γの利用と、塊状組織の低減を両立し、上記の技術による特性範囲を超える特性を付与しうる熱処理技術を新たに見出した。それは以下の骨子による。
（ｉ）焼鈍後、冷却する過程で、炭化物析出をほとんど伴わない上部ベイナイトの変態ノーズの４５０℃付近（４０５〜４９５℃）で１３ｓｅｃ以上２００ｓｅｃ以下保持し、高温域で生じるベイナイトを優先して生成させる。この中間保持により、延性向上に寄与する残留γを形成させる。
（ｉｉ）残部の未変態γ領域において、塊状組織形成の原因となるＴ０組成までの炭素の濃化が生じる前に２次冷却を開始し、Ｍｓ−５０℃（本成分範囲では少なくとも３７５℃以下）の低温域まで冷却する。これにより、未変態γ領域をマルテンサイト変態もしくは下部ベイナイト変態により分断し、塊状組織を十分低減する。
（ｉｉｉ）その後４００℃付近に再加熱・保持し、マルテンサイトを焼戻しマルテンサイトにするのと同時に、冷却途中保持で、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率を所望の範囲にする。
（ｉｖ）張り出し成形と伸びフランジ成形が一つの部品内でともに存在するような複合成形の場合、プレスのビード張力を増加させると鋼板の流入が抑制されて張り出し成形部分で割れが生じやすくなり、ビード張力を弱めると鋼板の流入量が多くなってフランジ部での割れが生じやすくなる。これら両者の割れを回避するためには、延性の指標の一様伸び（Ｕ．Ｅｌ）と伸びフランジ成形性の指標のλを、５９０〜１１８０ＭＰａ級（ＴＳ：５９０〜１３１９ＭＰａ）では（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１４００００で表される範囲に制御することが重要である。より部品を限定し、部品形状の最適化を行うことでより高強度な１３２０ＭＰａ級を適用することも可能になるが、１３２０ＭＰａ級（ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上）を適用する場合においても（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１０００００で表される範囲に制御することが重要である。
（ｖ）スポット溶接部の亀裂は、Ｃ、Ｓｉの含有量を抑制し、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂを所定範囲に制御すること、表層の結晶粒径、とりわけ焼鈍を施した際に形成される結晶粒の粒径（旧γ粒径）を制御することで大幅に改善する。
このように上部ベイナイト変態をマルテンサイト変態の前に活用し、残部の塊状組織の残存量をＱ＆Ｐ処理により制御するという２段冷却処理を行うことで、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率を所望の範囲にできる。その結果、ＣやＳｉを少量に抑制した成分鋼においても高い延性と優れた伸びフランジ成形性を両立した鋼板を得ることが出来、その結果、溶接部の耐亀裂性をも改善した鋼板が得られる。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的には以下のものを提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２２％、Ｓｉ：０．４％以上１．２０％未満、Ｍｎ：２．３〜３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満、Ｎ：０．０１５％未満を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、面積率でフェライト：６〜９０％、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：１０〜９４％、体積率で残留γ：３〜１５％を含み、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり隣接領域が短軸幅：０．７〜１０μｍ、アスペクト比＞２．０でＣ濃度：０．０７％以下の上部ベイナイトである領域の合計面積率：ＳＣ濃化が０．１〜５％であり、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが５％以下（０％を含む）であり、表層の旧γ粒径が２〜１２μｍである鋼組織を有する鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．１％、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｂ：０．０００２〜０．０１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００３〜０．５％、Ｚｒ：０．００５〜０．２％およびＷ：０．００５〜０．２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００４０％、Ｃｅ：０．０００２〜０．００４０％、Ｌａ：０．０００２〜０．００４０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｂ：０．００２〜０．１％およびＳｎ：０．００２〜０．１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼板。
［５］引張強度が５９０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ以下である［１］〜［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］表面に亜鉛めっき層を有する［１］〜［５］のいずれかに記載の鋼板。
［７］［１］〜［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延する工程では、９５０〜１１００℃の温度範囲で４０％以上の累積圧下率で圧延し、仕上圧延後、平均冷却速度：５℃／ｓ以上で５２０℃以下まで冷却して巻取り温度：３５０〜５２０℃で巻取り、その後、冷間圧延率：４０〜８５％で冷間圧延した後、冷延鋼板を、７８０〜８８０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７５０〜４９５℃の温度範囲を平均冷却速度：７．０〜２０００℃／ｓで冷却した後、４９５〜４０５℃の温度範囲で１３〜２００ｓｅｃ保持し、さらに４０５℃から（Ａ）式で表される冷却停止温度：Ｔｓｑまでの温度範囲を平均冷却速度：５．０〜８０℃／ｓで冷却し、さらに冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱を行い、３５０〜５９０℃の温度範囲で２０〜３０００ｓｅｃ保持した後、室温まで冷却する鋼板の製造方法。
ここで、冷却停止温度Ｔｓｑ（℃）はＭｓ−５０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ−１８０・・・（Ａ）であり、
マルテンサイト変態開始温度は、Ｍｓ＝５３９−４７４×［％Ｃ］／（１００−ＶＦ）×１００−３０．４×［％Ｍｎ］×１．２−１２．１×［％Ｃｒ］−７．５×［％Ｍｏ］−１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）である。
式（Ｂ）において、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、［％Ｎｉ］はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量(質量％)を表し、含まない場合は０とし、ＶＦはフェライトの面積率(％)を表す。
ここで、冷却停止温度Ｔｓｑ（℃）はＭｓ−５０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ−１８０・・・（Ａ）であり、
マルテンサイト変態開始温度は、Ｍｓ＝５３９−４７４×［％Ｃ］／（１００−ＶＦ）×１００−３０．４×［％Ｍｎ］×１．２−１２．１×［％Ｃｒ］−７．５×［％Ｍｏ］−１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）である。
式（Ｂ）において、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、［％Ｎｉ］はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量(質量％)を表し、含まない場合は０とし、ＶＦはフェライトの面積率(％)を表す。
本発明によれば、高い延性と優れた伸びフランジ成形性とさらには優れた耐溶接部割れ性（優れた溶接部の耐亀裂特性）を備えた鋼板を得ることが出来る。さらに、本発明によれば、高強度化することも可能である。
以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明の鋼板は、特定の成分組成と特定の鋼組織とを有する。そこで、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。
本発明の鋼板は下記の成分を含む。下記の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０４〜０．２２％
Ｃは、焼き戻しマルテンサイトの面積率を確保して所定の強度を確保する観点、残留γの体積率を確保して延性を向上させる観点、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率を所望の範囲にする観点から含有する。Ｃの含有量が０．０４％未満では鋼板の強度、鋼板の延性が十分に確保できないので、その下限は０．０４％以上とする。好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．１１％以上である。その含有量が０．２２％を超えると溶接部の耐亀裂性が劣化する。このため、Ｃ含有量の上限は０．２２％以下とする。延性やスポット溶接部の耐亀裂性向上の観点からはＣ含有量は０．２１％以下とすることが望ましい。スポット溶接部の耐亀裂特性をさらに改善する観点からはＣ含有量は０．２０％以下にすることがさらに望ましい。
Ｃは、焼き戻しマルテンサイトの面積率を確保して所定の強度を確保する観点、残留γの体積率を確保して延性を向上させる観点、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率を所望の範囲にする観点から含有する。Ｃの含有量が０．０４％未満では鋼板の強度、鋼板の延性が十分に確保できないので、その下限は０．０４％以上とする。好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．１１％以上である。その含有量が０．２２％を超えると溶接部の耐亀裂性が劣化する。このため、Ｃ含有量の上限は０．２２％以下とする。延性やスポット溶接部の耐亀裂性向上の観点からはＣ含有量は０．２１％以下とすることが望ましい。スポット溶接部の耐亀裂特性をさらに改善する観点からはＣ含有量は０．２０％以下にすることがさらに望ましい。
Ｓｉ：０．４％以上１．２０％未満
Ｓｉは、フェライトを強化して強度を上昇させる観点、マルテンサイトやベイナイト中の炭化物生成を抑制し、残留γの安定性を向上させて延性を向上させる観点から含有する。炭化物の生成を抑制して延性を向上させる観点から、Ｓｉ含有量は０．４％以上にする。延性向上の観点から、Ｓｉ含有量は０．５％以上が好ましい。より好ましくは０．６％以上である。Ｓｉの含有量が１．２０％以上となると、スポット溶接部の耐亀裂特性が著しく劣化する。このため、Ｓｉの含有量は１．２０％未満とする。化成処理性や素材および溶接部の靭性確保、スポット溶接部の亀裂抑制の観点からはＳｉの含有量は１．０％未満とするのが好ましい。スポット溶接部の亀裂抑制の観点からはＳｉの含有量は０．８％以下、さらには０．７％以下とするのが好ましい。
Ｓｉは、フェライトを強化して強度を上昇させる観点、マルテンサイトやベイナイト中の炭化物生成を抑制し、残留γの安定性を向上させて延性を向上させる観点から含有する。炭化物の生成を抑制して延性を向上させる観点から、Ｓｉ含有量は０．４％以上にする。延性向上の観点から、Ｓｉ含有量は０．５％以上が好ましい。より好ましくは０．６％以上である。Ｓｉの含有量が１．２０％以上となると、スポット溶接部の耐亀裂特性が著しく劣化する。このため、Ｓｉの含有量は１．２０％未満とする。化成処理性や素材および溶接部の靭性確保、スポット溶接部の亀裂抑制の観点からはＳｉの含有量は１．０％未満とするのが好ましい。スポット溶接部の亀裂抑制の観点からはＳｉの含有量は０．８％以下、さらには０．７％以下とするのが好ましい。
Ｍｎ：２．３〜３．５％
Ｍｎは、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを確保して強度を確保する観点、α＋γの２相域焼鈍時にγ中に濃化して残留γのＭｓ点の低下により残留γを安定化させ延性を改善する観点、Ｓｉと同様にベイナイト中の炭化物の生成を抑制して延性を向上させる観点、残留γの体積率を増加させて延性を向上させる観点、スポット溶接部の耐亀裂特性を向上させる観点から重要な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎの含有量は２．３％以上とする。残留γを安定化させて延性を向上させる観点、スポット溶接部の耐亀裂特性を向上させる観点から、Ｍｎ含有量は２．４％以上が好ましい。さらにはＭｎ含有量は２．５％以上とすることが一層好ましい。より好ましくは２．６％以上である。Ｍｎの含有量が３．５％を超えるとベイナイト変態が著しく遅延するので高い延性を確保する事が困難になる。また、Ｍｎの含有量が３．５％を超えると、塊状の粗大γや塊状の粗大マルテンサイトの生成を抑制することは難しくなり、伸びフランジ成形性も劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。ベイナイト変態を促進して高い延性を確保する観点からＭｎ含有量は３．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは３．１％以下である。
Ｍｎは、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを確保して強度を確保する観点、α＋γの２相域焼鈍時にγ中に濃化して残留γのＭｓ点の低下により残留γを安定化させ延性を改善する観点、Ｓｉと同様にベイナイト中の炭化物の生成を抑制して延性を向上させる観点、残留γの体積率を増加させて延性を向上させる観点、スポット溶接部の耐亀裂特性を向上させる観点から重要な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎの含有量は２．３％以上とする。残留γを安定化させて延性を向上させる観点、スポット溶接部の耐亀裂特性を向上させる観点から、Ｍｎ含有量は２．４％以上が好ましい。さらにはＭｎ含有量は２．５％以上とすることが一層好ましい。より好ましくは２．６％以上である。Ｍｎの含有量が３．５％を超えるとベイナイト変態が著しく遅延するので高い延性を確保する事が困難になる。また、Ｍｎの含有量が３．５％を超えると、塊状の粗大γや塊状の粗大マルテンサイトの生成を抑制することは難しくなり、伸びフランジ成形性も劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。ベイナイト変態を促進して高い延性を確保する観点からＭｎ含有量は３．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは３．１％以下である。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとスポット溶接性を劣化させる。したがって、Ｐは０．０２％以下とする。スポット溶接性を改善する観点からはＰは０．０１％以下とすることが好ましい。なお、Ｐを含まなくてもよいが、Ｐ含有量は製造コストの観点から０．００１％以上が好ましい。
Ｐは鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとスポット溶接性を劣化させる。したがって、Ｐは０．０２％以下とする。スポット溶接性を改善する観点からはＰは０．０１％以下とすることが好ましい。なお、Ｐを含まなくてもよいが、Ｐ含有量は製造コストの観点から０．００１％以上が好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは熱延でのスケール剥離性を改善する効果、焼鈍時の窒化を抑制する効果があるが、スポット溶接性、曲げ性、穴広げ性に対して大きな悪影響を有する元素である。これらの悪影響を低減するために少なくともＳは０．０１％以下とする。本発明ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が非常に高いのでスポット溶接性が悪化しやすく、スポット溶接性を改善する観点からはＳは０．００２０％以下とすることが好ましく、さらに０．００１０％未満とすることがより好ましい。なお、Ｓを含まなくてもよいが、Ｓ含有量は製造コストの観点から０．０００１％以上が好ましい。
Ｓは熱延でのスケール剥離性を改善する効果、焼鈍時の窒化を抑制する効果があるが、スポット溶接性、曲げ性、穴広げ性に対して大きな悪影響を有する元素である。これらの悪影響を低減するために少なくともＳは０．０１％以下とする。本発明ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が非常に高いのでスポット溶接性が悪化しやすく、スポット溶接性を改善する観点からはＳは０．００２０％以下とすることが好ましく、さらに０．００１０％未満とすることがより好ましい。なお、Ｓを含まなくてもよいが、Ｓ含有量は製造コストの観点から０．０００１％以上が好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満
Ａｌは脱酸のため、あるいはＳｉの代替として残留γを安定化する目的で含有する。ｓｏｌ．Ａｌの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うためには０．０１％以上とすることが望ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌが１．０％以上となると、素材の強度が極端に低下し、化成処理性にも悪影響するので、ｓｏｌ．Ａｌは１．０％未満とする。高い強度を得るためにｓｏｌ．Ａｌは０．２０％未満とすることがさらに好ましく、０．１０％以下とすることがより一層好ましい。
Ａｌは脱酸のため、あるいはＳｉの代替として残留γを安定化する目的で含有する。ｓｏｌ．Ａｌの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うためには０．０１％以上とすることが望ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌが１．０％以上となると、素材の強度が極端に低下し、化成処理性にも悪影響するので、ｓｏｌ．Ａｌは１．０％未満とする。高い強度を得るためにｓｏｌ．Ａｌは０．２０％未満とすることがさらに好ましく、０．１０％以下とすることがより一層好ましい。
Ｎ：０．０１５％未満
Ｎは鋼中でＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の窒化物を形成する元素であり、鋼の熱間延性を低下させ、表面品質を低下させる元素である。また、Ｂを含有する鋼では、ＢＮの形成を通じてＢの効果を消失させる弊害がある。Ｎ含有量が０．０１５％以上になると表面品質が著しく劣化する。したがって、Ｎの含有量は０．０１５％未満とする。なお、Ｎを含まなくてもよいが、Ｎ含有量は製造コストの点から０．０００１％以上が好ましい。
Ｎは鋼中でＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の窒化物を形成する元素であり、鋼の熱間延性を低下させ、表面品質を低下させる元素である。また、Ｂを含有する鋼では、ＢＮの形成を通じてＢの効果を消失させる弊害がある。Ｎ含有量が０．０１５％以上になると表面品質が著しく劣化する。したがって、Ｎの含有量は０．０１５％未満とする。なお、Ｎを含まなくてもよいが、Ｎ含有量は製造コストの点から０．０００１％以上が好ましい。
本発明の鋼板の成分組成は、上記成分に加えて、以下の任意元素を適宜含有することができる。
Ｎｂ：０．００２〜０．１％
Ｎｂはミクロ組織を微細化してスポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、Ｎｂは鋼組織を微細化し高強度化する効果、細粒化を通じてベイナイト変態を促進する効果、曲げ性を改善する効果、耐遅れ破壊特性を向上させる効果から含有することが出来る。その効果を得るためにはＮｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｎｂを多量に含有すると析出強化が強くなりすぎ延性が低下する。また、圧延荷重の増大、鋳造性の劣化を招く。このため、Ｎｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｎｂはミクロ組織を微細化してスポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、Ｎｂは鋼組織を微細化し高強度化する効果、細粒化を通じてベイナイト変態を促進する効果、曲げ性を改善する効果、耐遅れ破壊特性を向上させる効果から含有することが出来る。その効果を得るためにはＮｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｎｂを多量に含有すると析出強化が強くなりすぎ延性が低下する。また、圧延荷重の増大、鋳造性の劣化を招く。このため、Ｎｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｔｉ：０．００２〜０．１％
Ｔｉはミクロ組織を微細化してスポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、熱間延性を向上させる効果やＢの焼入れ性向上効果を生じさせる作用がある。これらの効果を得るためにＴｉ含有量を０．００２％以上にすることが望ましい。Ｎを十分固定する観点からはＴｉ含有量は０．００８％以上がさらに好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると圧延負荷の増大、析出強化量の増加による延性の低下を招くので、Ｔｉ含有量は０．１％以下にすることが望ましい。より好ましくは０．０５％以下である。高い延性を確保するためにＴｉは０．０３％以下とすることがさらに好ましい。
Ｔｉはミクロ組織を微細化してスポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、熱間延性を向上させる効果やＢの焼入れ性向上効果を生じさせる作用がある。これらの効果を得るためにＴｉ含有量を０．００２％以上にすることが望ましい。Ｎを十分固定する観点からはＴｉ含有量は０．００８％以上がさらに好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると圧延負荷の増大、析出強化量の増加による延性の低下を招くので、Ｔｉ含有量は０．１％以下にすることが望ましい。より好ましくは０．０５％以下である。高い延性を確保するためにＴｉは０．０３％以下とすることがさらに好ましい。
Ｂ：０．０００２〜０．０１％
Ｂは、スポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを生成させやすい利点を有する。また、固溶Ｂの残存により耐遅れ破壊特性は向上する。このようなＢの効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００２％以上にすることが好ましい。また、Ｂ含有量は０．０００５％以上がより好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性の著しい低下をもたらし表面欠陥を生じさせる。したがって、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。より好ましくは０．００５０％以下である。さらに好ましくは０．００３０％以下である。
Ｂは、スポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを生成させやすい利点を有する。また、固溶Ｂの残存により耐遅れ破壊特性は向上する。このようなＢの効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００２％以上にすることが好ましい。また、Ｂ含有量は０．０００５％以上がより好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性の著しい低下をもたらし表面欠陥を生じさせる。したがって、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。より好ましくは０．００５０％以下である。さらに好ましくは０．００３０％以下である。
Ｃｕ：０．００５〜１％
Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Ｃｕの腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。Ｃｕは、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを低減することができる。このような観点からＣｕは０．００５％以上含有させることが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からは、Ｃｕは０．０５％以上含有させることがより望ましい。さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来するので、Ｃｕ含有量は１％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Ｃｕの腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。Ｃｕは、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを低減することができる。このような観点からＣｕは０．００５％以上含有させることが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からは、Ｃｕは０．０５％以上含有させることがより望ましい。さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来するので、Ｃｕ含有量は１％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
Ｎｉ：０．０１〜１％
Ｎｉも、Ｃｕと同様、耐食性を向上する作用のある元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合に生じやすい、表面欠陥の発生を抑制する作用がある。このため、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが望ましい。より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、却って表面欠陥を発生させる原因になる。また、コスト増も招く。このため、Ｎｉ含有量は１％以下とする。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
Ｎｉも、Ｃｕと同様、耐食性を向上する作用のある元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合に生じやすい、表面欠陥の発生を抑制する作用がある。このため、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが望ましい。より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、却って表面欠陥を発生させる原因になる。また、コスト増も招く。このため、Ｎｉ含有量は１％以下とする。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上が望ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｃｒを過剰に含有すると耐孔食性が劣化するのでＣｒ含有量は１．０％以下とする。より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。
Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上が望ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｃｒを過剰に含有すると耐孔食性が劣化するのでＣｒ含有量は１．０％以下とする。より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。このような効果を得るには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｍｏは冷延鋼板の化成処理性を著しく劣化させるので、その含有量は０．５％以下とすることが好ましい。化成処理性向上の観点からはＭｏは０．１５％以下とすることがさらに好ましい。
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。このような効果を得るには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｍｏは冷延鋼板の化成処理性を著しく劣化させるので、その含有量は０．５％以下とすることが好ましい。化成処理性向上の観点からはＭｏは０．１５％以下とすることがさらに好ましい。
Ｖ：０．００３〜０．５％
Ｖは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することが出来る。その効果を得るためにはＶ含有量は０．００３％以上が望ましい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｖを多量に含有すると鋳造性が著しく劣化するのでＶ含有量は０．５％以下が望ましい。より好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。
Ｖは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することが出来る。その効果を得るためにはＶ含有量は０．００３％以上が望ましい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｖを多量に含有すると鋳造性が著しく劣化するのでＶ含有量は０．５％以下が望ましい。より好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。
Ｚｒ：０．００５〜０．２％
Ｚｒは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためにはＺｒ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｚｒを多量に含有すると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＺｒＮやＺｒＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｚｒ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
Ｚｒは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためにはＺｒ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｚｒを多量に含有すると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＺｒＮやＺｒＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｚｒ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
Ｗ：０．００５〜０．２％
Ｗは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためにはＷ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｗを多量に含有させると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＷＮやＷＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｗ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
Ｗは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためにはＷ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｗを多量に含有させると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＷＮやＷＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｗ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
Ｃａ：０．０００２〜０．００４０％
Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。ただし、Ｃａは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｃａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。ただし、Ｃａは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｃａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃｅ：０．０００２〜０．００４０％
Ｃｅも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃｅ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｃｅを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｃｅ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃｅも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃｅ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｃｅを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｃｅ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｌａ：０．０００２〜０．００４０％
Ｌａも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｌａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｌａを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｌａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｌａも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｌａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｌａを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｌａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％
ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
Ｓｂ：０．００２〜０．１％
Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Ｓｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｂ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｓｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Ｓｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｂ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｓｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｓｎ：０．００２〜０．１％
Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Ｓｎ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｎ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｓｎ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Ｓｎ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｎ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｓｎ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
上記任意成分を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素は本発明の効果を害さない。本実施形態に係る鋼板は、上記成分組成を含有し、上記成分組成以外の残部は、Ｆｅ（鉄）および不可避的不純物を含む。上記残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。
次に、本発明の鋼板の鋼組織について、説明する。
フェライト：６〜９０％
高い延性を確保するために、フェライトは面積率で６％以上とする。より好ましくは８％以上、さらに好ましくは１１％以上である。一方、所定の強度を得るためにフェライトは面積率で９０％以下とする。より好ましくは５０％以下、さらに好ましくは２０％未満でさらには１５％未満とするのがよい。ここで、フェライトはポリゴナルなフェライトを指す。
高い延性を確保するために、フェライトは面積率で６％以上とする。より好ましくは８％以上、さらに好ましくは１１％以上である。一方、所定の強度を得るためにフェライトは面積率で９０％以下とする。より好ましくは５０％以下、さらに好ましくは２０％未満でさらには１５％未満とするのがよい。ここで、フェライトはポリゴナルなフェライトを指す。
上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：１０〜９４％
所定の強度、延性、伸びフランジ成形性を確保するためにこれらの面積率の合計は１０〜９４％とする。下限についてより好ましくは３０％以上、さらに好ましくは５０％超であり、さらには８０％超とするのが良い。上限についてより好ましくは９２％以下、さらに好ましくは８９％以下である。上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの面積率をＳＥＭ写真で、各組織の含有量は次の範囲にあることが多いと考えられる。上部ベイナイトは面積率で１〜２０％である。フレッシュマルテンサイトは面積率で０〜２０％である。焼戻しマルテンサイトは面積率で１〜８０％である。下部ベイナイトは面積率で０〜５０％である。
所定の強度、延性、伸びフランジ成形性を確保するためにこれらの面積率の合計は１０〜９４％とする。下限についてより好ましくは３０％以上、さらに好ましくは５０％超であり、さらには８０％超とするのが良い。上限についてより好ましくは９２％以下、さらに好ましくは８９％以下である。上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの面積率をＳＥＭ写真で、各組織の含有量は次の範囲にあることが多いと考えられる。上部ベイナイトは面積率で１〜２０％である。フレッシュマルテンサイトは面積率で０〜２０％である。焼戻しマルテンサイトは面積率で１〜８０％である。下部ベイナイトは面積率で０〜５０％である。
残留γ：３〜１５％
高い延性を確保するために、鋼組織全体に対して残留γは体積率で３％以上とする。より好ましくは５％以上、さらに好ましくは７％以上である。この残留γ量には、上部ベイナイトに隣接して生成する残留γとマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成する残留γの両者を含む。残留γの量が増加しすぎると強度低下、伸びフランジ成形性の低下、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、残留γの体積率は１５％以下とする。より好ましくは１３％以下であり、また、「体積率」は「面積率」とみなすことができる。
高い延性を確保するために、鋼組織全体に対して残留γは体積率で３％以上とする。より好ましくは５％以上、さらに好ましくは７％以上である。この残留γ量には、上部ベイナイトに隣接して生成する残留γとマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成する残留γの両者を含む。残留γの量が増加しすぎると強度低下、伸びフランジ成形性の低下、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、残留γの体積率は１５％以下とする。より好ましくは１３％以下であり、また、「体積率」は「面積率」とみなすことができる。
Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり、隣接領域が短軸幅：０．７〜１０μｍ、アスペクト比＞２．０でＣ濃度：０．０７％以下の上部ベイナイトである領域の合計面積率が０．１〜５％
周囲よりもＣ濃度が高い領域の面積率を調整することで、延性を向上させることができる。具体的には、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率:ＳＣ濃化を０．１〜５％とすることで延性が高められる。このＣ濃度が０．６〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域は、残留γであり、プレート状（ＳＥＭ写真では棒状）の形態である。ここでは上記残留γをプレート状γと称す。プレート状γのＣ濃度が高くなるためには、隣接領域の少なくとも片側が短軸幅：０．７〜１０μｍ、アスペクト比＞２．０でＣ濃度：０．０７％以下の上部ベイナイトである必要がある。隣接領域がフェライトではプレート状γへの十分な炭素の供給が生じない。これは焼鈍時の炭素の濃度がフェライト中では少なく、炭素の供給源になりにくい為である。一方で、隣接領域がベイナイトでは炭素の供給が十分に生じる。これはベイナイト変態前の炭素の濃度がフェライトと比べて高く、炭素の供給源として作用するためである。また、４５０℃付近の高温でベイナイトを生成させることでベイナイト中のひずみを少なくすることが可能であり、その結果、炭素がひずみにトラップされることなくγに移行する。さらに、Ｓｉの添加量が少ない本発明鋼では、４００℃付近でも炭化物が生成しやすくなるので、４５０℃付近の高温でのベイナイト変態が不可欠である。このように高温での所定時間の保持により、炭素濃度の低いベイナイトを生成させることが可能であり、それに隣接して炭素濃度の高い領域（プレート状γ）を生成させることが可能である。なお、隣接領域とは、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域と隣り合う領域を意味する。
周囲よりもＣ濃度が高い領域の面積率を調整することで、延性を向上させることができる。具体的には、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率:ＳＣ濃化を０．１〜５％とすることで延性が高められる。このＣ濃度が０．６〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域は、残留γであり、プレート状（ＳＥＭ写真では棒状）の形態である。ここでは上記残留γをプレート状γと称す。プレート状γのＣ濃度が高くなるためには、隣接領域の少なくとも片側が短軸幅：０．７〜１０μｍ、アスペクト比＞２．０でＣ濃度：０．０７％以下の上部ベイナイトである必要がある。隣接領域がフェライトではプレート状γへの十分な炭素の供給が生じない。これは焼鈍時の炭素の濃度がフェライト中では少なく、炭素の供給源になりにくい為である。一方で、隣接領域がベイナイトでは炭素の供給が十分に生じる。これはベイナイト変態前の炭素の濃度がフェライトと比べて高く、炭素の供給源として作用するためである。また、４５０℃付近の高温でベイナイトを生成させることでベイナイト中のひずみを少なくすることが可能であり、その結果、炭素がひずみにトラップされることなくγに移行する。さらに、Ｓｉの添加量が少ない本発明鋼では、４００℃付近でも炭化物が生成しやすくなるので、４５０℃付近の高温でのベイナイト変態が不可欠である。このように高温での所定時間の保持により、炭素濃度の低いベイナイトを生成させることが可能であり、それに隣接して炭素濃度の高い領域（プレート状γ）を生成させることが可能である。なお、隣接領域とは、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域と隣り合う領域を意味する。
円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが５％以下
従来、最終テンパー工程でベイナイト変態を多く生じさせようとする場合、塊状のマルテンサイトもしくは塊状の残留γが多く残存する。そこで、従来、これを防ぐために、Ｍｎを２％以下に低減してベイナイト変態を促進したり、γ単相から急冷してベイナイト変態を促進していた。しかしながら、Ｍｎ含有量を低減すると残留γの安定化効果や体積率増加効果が失われることによって、またγ単相から急冷して組織全面をベイナイト変態させるとフェライトが生成していないことによって、延性が損なわれていた。これに対して、本発明では、Ｍｎを多く含む鋼板を２相域焼鈍した場合でもベイナイト変態の利用と塊状組織の低減の両者が可能である。この伸びフランジ成形性に悪影響する塊状組織は、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子であり、その合計面積率：ＳγBlockを５％以下に低減することで優れた伸びフランジ性成形を確保できる。優れた伸びフランジ性成形を確保するためにＳγBlockは４％未満とすることが一層好ましい。また、ＳγBlockは０％でもよい。なお、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイト、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子のいずれか一方のみ含む場合には、その含まれるものの面積率を合計面積率とする。
従来、最終テンパー工程でベイナイト変態を多く生じさせようとする場合、塊状のマルテンサイトもしくは塊状の残留γが多く残存する。そこで、従来、これを防ぐために、Ｍｎを２％以下に低減してベイナイト変態を促進したり、γ単相から急冷してベイナイト変態を促進していた。しかしながら、Ｍｎ含有量を低減すると残留γの安定化効果や体積率増加効果が失われることによって、またγ単相から急冷して組織全面をベイナイト変態させるとフェライトが生成していないことによって、延性が損なわれていた。これに対して、本発明では、Ｍｎを多く含む鋼板を２相域焼鈍した場合でもベイナイト変態の利用と塊状組織の低減の両者が可能である。この伸びフランジ成形性に悪影響する塊状組織は、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子であり、その合計面積率：ＳγBlockを５％以下に低減することで優れた伸びフランジ性成形を確保できる。優れた伸びフランジ性成形を確保するためにＳγBlockは４％未満とすることが一層好ましい。また、ＳγBlockは０％でもよい。なお、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイト、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子のいずれか一方のみ含む場合には、その含まれるものの面積率を合計面積率とする。
表層の旧γ粒径：２〜１２μｍ
本願の鋼板の鋼組織において、鋼板の表層の旧γ粒径は２〜１２μｍである。表層の旧γ粒径が２〜１２μｍであることでスポット溶接部の亀裂が抑制されるという効果が得られる。ＴＳ：７８０ＭＰａ以上の高強度を維持してスポット溶接部の亀裂を抑制する観点から表層の旧γ粒径は３μｍ以上であることが好ましく、４μｍ以上であることがさらに好ましい。また、同様の観点から、表層の旧γ粒径は、９μｍ以下であることが好ましく、７μｍ以下であることがさらに好ましい。
本願の鋼板の鋼組織において、鋼板の表層の旧γ粒径は２〜１２μｍである。表層の旧γ粒径が２〜１２μｍであることでスポット溶接部の亀裂が抑制されるという効果が得られる。ＴＳ：７８０ＭＰａ以上の高強度を維持してスポット溶接部の亀裂を抑制する観点から表層の旧γ粒径は３μｍ以上であることが好ましく、４μｍ以上であることがさらに好ましい。また、同様の観点から、表層の旧γ粒径は、９μｍ以下であることが好ましく、７μｍ以下であることがさらに好ましい。
次に鋼組織の測定方法について説明する。
フェライトの面積率の測定は、圧延方向と平行な板厚方向断面を切り出し、鏡面研磨した後、３％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置で５０００倍にてＳＥＭで１０視野観察する方法で行った。フェライトは内部に殆ど炭化物を伴わず、比較的等軸なポリゴナルフェライトを対象とした。ＳＥＭでは最も黒色に見える領域である。組織が上部ベイナイトなのかフェライトなのか識別が難しい場合は、アスペクト比≦２．０のポリゴナルな形態のフェライトの領域をフェライトとし、アスペクト比＞２．０の領域を上部ベイナイト（ベイニティックフェライト）に分類し面積率を算出した。ここで、アスペクト比は、図２に示すように、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向でもっとも粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とした。また、複数の粒子が互いに接している場合は、個々の粒子が接している領域でおよそ均等に分割されるように図２に示す破線の位置で分割し、個々の粒子のサイズを測定する。
上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の面積率は、フェライトと同様の手法で測定した。当該面積率は上記のフェライト以外の領域の面積率である。ここで、炭化物の面積率は非常に少ないので、上記の面積率に含めた。
残留γの体積率は、表層から１／４厚み位置を化学研磨し、Ｘ線回折にて求めた。入射Ｘ線にはＣｏ-Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの面積率を計算した。ここで、残留γはランダムに分布しているので、Ｘ線回折で求めた残留γの体積率は、鋼組織における残留γの面積率と等しくなる。
Ｃ濃度が０．６〜１．３％のプレート状γに隣接する上部ベイナイトのサイズ（短軸幅、アスペクト比）、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子（フレッシュマルテンサイトと残留γ粒子はＳＥＭ写真では区別できないので、区別しないで扱う）のサイズ（円相当粒子直径、アスペクト比）と面積率は、フェライトと同様にＳＥＭ写真から測定した。具体的には、上記と同様に、アスペクト比は、図２に示すように、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向でもっとも粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とした。円相当粒子径（円相当粒子直径）は、ＳＥＭで各々の面積率を求め、円相当径を算出し、個々の粒に対して、円相当粒子直径とした。Ｃ濃度が０．６〜１．３％のプレート状γに隣接する上部ベイナイトのサイズは、後述するＦＥ−ＥＰＭＡによるＣ濃度の測定領域と同一領域で測定した。
また、表層の旧γ粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の規定に準拠して測定した。ここで、表層とは、鋼板の圧延方向に平行な板厚方向断面において、鋼板の表面から表面下５０μｍの領域を指す。表層の旧γ粒径は、鋼板表面から表面下５０μｍまでの板厚深さ方向の線分により切断法で測定した。切断される結晶粒が合計で６０〜１００個の範囲になるよう線分を５０μｍ間隔で複数設けて計測した。一本の線分で結晶粒１０個に満たない場合も生じうるがここでは数値として採用した。γ＋αの２相混合域で焼鈍を行うため、焼鈍時の結晶粒界としてはγ／γ粒界、γ／α粒界に加え、α／α粒界も一部存在するが、ここではいずれの粒界も対象とし、これらで構成される粒界の粒径を旧γ粒径とした。
Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域のＣ濃度（質量％）およびその隣接領域のＣ濃度（質量％）の測定は、圧延方向に平行な板厚方向断面の板厚１／４位置において日本電子製電解放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ-ＥＰＭＡ）ＪＸＡ-８５００Ｆを用いて、加速電圧６ｋＶ、照射電流７×１０−８Ａ、ビーム径を最小として線分析にて実施した。分析長さは８μｍとしてミクロ組織の平均的情報を得るためランダムに２０μｍ以上離れた２５箇所についてＣのプロファイルデータを採取した。ただし、コンタミネーションの影響を排除するために、各ライン分析で得られたＣの平均値が母材の炭素量に等しくなる様、バックグラウンド分を差し引いた。つまり、測定された炭素量の平均値が母材の炭素量より多い場合、その増加分はコンタミネーションと考え、各位置での分析値からその増加分を一律差し引いた値を各位置での真のＣ量とした。Ｃ濃度が０．０７％以下の領域を隣接して有し、Ｃ：０．６〜１．３％の領域の合計面積率ＳＣ濃化は、Ｃピークの裾野部分のＣ量が０．０７％以下となっている領域について、上記領域の分布状態がランダムであることを仮定して、線分析結果におけるＣ：０．６〜１．３％の領域の比率をその面積率とした。なお、上記測定で得られるＣ濃度と分析長さとの関係を表すグラフの一例を図４に示した。図４においてＣ濃度が０．６〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域は、ＳＣ濃化−１である。図４に示すようなグラフを２５箇所で導出して、ＳＣ濃化−１の合計面積率ＳＣ濃化を得る。なお、隣接領域とは、Ｃの高い領域のすそ野に当る領域である。ここでは、図４中の「※」を付与した組織の形態については、ＳＥＭ写真を用いて判断する。
上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γをＳＥＭ写真で分離評価する。一例を図１に示す。上部ベイナイト（ａ）は炭化物をほとんど含まない短軸幅が０．４μｍ以上、アスペクト比＞２．０の組織である。後述する炭化物（ｄ）をほとんど含まないとは、炭化物の同一組織内の平均分布密度が１．０個／μｍ２未満であることを意味する。上部ベイナイトもしくは／およびフェライトに隣接してプレート状の残留γ（ｂ）が存在する。焼戻しマルテンサイト（ｃ）は組織内部にアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．０３〜０．３μｍの微細な炭化物（ｄ）を１μｍ２あたり２〜２０個含む領域である。下部ベイナイト（ｅ）は組織の内部に粒子長さが０．６μｍ以上１５μｍ以下、アスペクト比が４〜４０のフィルム状の残留γ（ｆ）を含むか、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．０３〜０．３μｍの微細な炭化物（ｄ）を１μｍ２あたり０〜１．９個含む領域である。上記フィルム状の残留γには炭化物やフレッシュマルテンサイトも一部含まれる。ベイナイト変態もしくはマルテンサイト変態が十分に進行しなかった領域では円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下の塊状のフレッシュマルテンサイトまたは円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下の塊状の残留γ粒子（ｇ）が残存する。未変態領域がポリゴナルフェライト（ｈ）である。
本発明の鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは７８０ＭＰａ以上、さらに好ましくは９８０ＭＰａ以上、より一層好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。引張強度の上限については、他の特性との両立の観点から１６００ＭＰａ以下が好ましく、より好ましくは１４５０ＭＰａ以下である。
また、複合成形における成形性を改善する観点から、ＴＳ：５９０〜１３１９ＭＰａで（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１４００００が好ましい。より好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１６００００、さらに好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１８００００である。また、上限は特に限定されないが、スポット溶接部の耐亀裂性との両立の観点から、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≦４０００００が好ましく、より好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ＜２９００００である。
ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上で（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１０００００が好ましく、より好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１２００００である。
ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上で（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１０００００が好ましく、より好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１２００００である。
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
熱間圧延
鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。熱間圧延工程では、スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃、組織を微細化する観点からは１１００〜１２４０℃で加熱し、均熱温度は２０〜３００ｍｉｎとすることが好ましい。その後、粗圧延と仕上げ圧延を行う工程では、９５０〜１１００℃の温度範囲で４０％以上の累積圧下率で圧延し、仕上圧延後、平均冷却速度：５℃／ｓ以上で５２０℃以下まで冷却して巻取り温度：３５０〜５２０℃で巻取る。９５０〜１１００℃の温度範囲では圧延後に再結晶が進行しやすく、熱間圧延後の組織の微細化、冷間圧延・焼鈍後の旧γ粒の微細化に寄与する。その効果を得るには４０％以上の累積圧下を行う必要がある。９５０℃未満の温度域での圧下率は特に規定しないが、この温度域での圧下は、結晶粒の微細化にはつながりにくく、異方性を大きくする作用があるので、累積圧下率で０〜６０％とすることが好ましく、１５〜５０％とすることがさらに好ましい。仕上圧延温度は特に規定しないが、８００〜９７０℃とすることが好ましい。異方性を軽減しλを向上させる観点からは仕上圧延温度は９２０〜９７０℃とすることがさらに好ましい。巻取り温度を３５０〜５２０℃とするのは、巻取り後の熱延鋼板にパーライトが面積率で２０％超生成するのを抑制するためである。パーライトが生成することで最終製品の結晶粒が粗大化し、溶接部の耐亀裂特性が低下する。Ｓｉを１．２０％未満に低減した鋼ではパーライトが生成しやすくなるので、巻取り温度は４００〜５００℃として熱延鋼板に生成するパーライトの面積率を１０％未満とすることがさらに好ましい。巻取り後のコイル潰れや冷間圧延後の板厚変動を抑制する観点から仕上げ圧延後のランナウトテーブル上で５５０〜７２０℃で５〜２０ｓｅｃ保持してフェライトおよび／もしくは上部ベイナイトを１〜２５％生成させてもよい。
鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。熱間圧延工程では、スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃、組織を微細化する観点からは１１００〜１２４０℃で加熱し、均熱温度は２０〜３００ｍｉｎとすることが好ましい。その後、粗圧延と仕上げ圧延を行う工程では、９５０〜１１００℃の温度範囲で４０％以上の累積圧下率で圧延し、仕上圧延後、平均冷却速度：５℃／ｓ以上で５２０℃以下まで冷却して巻取り温度：３５０〜５２０℃で巻取る。９５０〜１１００℃の温度範囲では圧延後に再結晶が進行しやすく、熱間圧延後の組織の微細化、冷間圧延・焼鈍後の旧γ粒の微細化に寄与する。その効果を得るには４０％以上の累積圧下を行う必要がある。９５０℃未満の温度域での圧下率は特に規定しないが、この温度域での圧下は、結晶粒の微細化にはつながりにくく、異方性を大きくする作用があるので、累積圧下率で０〜６０％とすることが好ましく、１５〜５０％とすることがさらに好ましい。仕上圧延温度は特に規定しないが、８００〜９７０℃とすることが好ましい。異方性を軽減しλを向上させる観点からは仕上圧延温度は９２０〜９７０℃とすることがさらに好ましい。巻取り温度を３５０〜５２０℃とするのは、巻取り後の熱延鋼板にパーライトが面積率で２０％超生成するのを抑制するためである。パーライトが生成することで最終製品の結晶粒が粗大化し、溶接部の耐亀裂特性が低下する。Ｓｉを１．２０％未満に低減した鋼ではパーライトが生成しやすくなるので、巻取り温度は４００〜５００℃として熱延鋼板に生成するパーライトの面積率を１０％未満とすることがさらに好ましい。巻取り後のコイル潰れや冷間圧延後の板厚変動を抑制する観点から仕上げ圧延後のランナウトテーブル上で５５０〜７２０℃で５〜２０ｓｅｃ保持してフェライトおよび／もしくは上部ベイナイトを１〜２５％生成させてもよい。
熱延鋼板の組織比率は、フェライトおよび／もしくは上部ベイナイト：０〜２５％、パーライト：０〜２０％、残部は焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、下部ベイナイトからなる組織：５５〜１００％である。
冷間圧延
冷間圧延では、冷間圧延率を４０〜８５％とする。これにより微細組織が得られ、溶接部の耐亀裂特性が向上する。高い強度を安定して確保し、異方性を小さくする観点からは、冷間圧延率は４５〜８０％にすることが好ましい。なお、圧延荷重が高い場合は、４５０〜７３０℃で連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）や箱型焼鈍炉（ＢＡＦ）にて軟質化の焼鈍処理をすることが可能である。
冷間圧延では、冷間圧延率を４０〜８５％とする。これにより微細組織が得られ、溶接部の耐亀裂特性が向上する。高い強度を安定して確保し、異方性を小さくする観点からは、冷間圧延率は４５〜８０％にすることが好ましい。なお、圧延荷重が高い場合は、４５０〜７３０℃で連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）や箱型焼鈍炉（ＢＡＦ）にて軟質化の焼鈍処理をすることが可能である。
焼鈍
所定の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、以下に規定の条件で焼鈍を施す。なお、図３は、製造条件の一例を図示したものである。焼鈍設備は特に限定されないが、生産性、および所望の加熱速度および冷却速度を確保する観点から、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）または連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で実施することが好ましい。
所定の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、以下に規定の条件で焼鈍を施す。なお、図３は、製造条件の一例を図示したものである。焼鈍設備は特に限定されないが、生産性、および所望の加熱速度および冷却速度を確保する観点から、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）または連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で実施することが好ましい。
焼鈍温度：７８０〜８８０℃
所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト、所定の体積率の残留γを確保するために、焼鈍温度は７８０〜８８０℃とする。ポリゴナルなフェライトを６％以上確保するために、焼鈍温度は成分に応じてα＋γの２相域焼鈍となるように調整する。
所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト、所定の体積率の残留γを確保するために、焼鈍温度は７８０〜８８０℃とする。ポリゴナルなフェライトを６％以上確保するために、焼鈍温度は成分に応じてα＋γの２相域焼鈍となるように調整する。
７５０〜４９５℃の温度範囲を平均冷却速度：７．０〜２０００℃／ｓ
焼鈍後、７５０〜４９５℃の温度範囲を平均冷却速度：７．０〜２０００℃／ｓで冷却する。平均冷却速度が７．０℃／ｓより遅いと、過剰にフェライトが生成する、あるいは粗大なベイニティックフェライトが生成することにより、塊状組織の増大をもたらす。このため、７．０℃／ｓ以上とする。より好ましくは８．０℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が速くなりすぎると、板形状が悪化するので、２０００℃／ｓ以下とする。好ましくは１００℃／ｓ以下である。より好ましくは３０℃／ｓ未満である。また、２９℃／ｓ以下とすることで、板形状を良好なレベル（後述する実施例に記載の板反りを１５ｍｍ以下）とすることができるため好ましい。さらには、上記平均冷却速度を１４℃／ｓ以下とすることで板形状をより良好なレベル（後述する実施例に記載の板反りを１０ｍｍ以下）とすることができるためより好ましい。
焼鈍後、７５０〜４９５℃の温度範囲を平均冷却速度：７．０〜２０００℃／ｓで冷却する。平均冷却速度が７．０℃／ｓより遅いと、過剰にフェライトが生成する、あるいは粗大なベイニティックフェライトが生成することにより、塊状組織の増大をもたらす。このため、７．０℃／ｓ以上とする。より好ましくは８．０℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が速くなりすぎると、板形状が悪化するので、２０００℃／ｓ以下とする。好ましくは１００℃／ｓ以下である。より好ましくは３０℃／ｓ未満である。また、２９℃／ｓ以下とすることで、板形状を良好なレベル（後述する実施例に記載の板反りを１５ｍｍ以下）とすることができるため好ましい。さらには、上記平均冷却速度を１４℃／ｓ以下とすることで板形状をより良好なレベル（後述する実施例に記載の板反りを１０ｍｍ以下）とすることができるためより好ましい。
４９５〜４０５℃の温度範囲での保持時間：１３〜２００ｓｅｃ
この温度域で所定時間保持することで、ＳＣ濃化を０．１〜５％にすることができる。延性の向上に寄与するＳＣ濃化を０．１〜５％にするためにこの温度域での保持時間は１３ｓｅｃ以上とする。ＳＣ濃化を０．２〜５％とし、延性を向上させる観点からは、この温度域での保持時間は、１５ｓｅｃ以上とすることがさらに好ましい。一方、保持時間が２００ｓｅｃを超えて保持してもＳＣ濃化の調整にあまり寄与せず、２００ｓｅｃを超えて保持すると、塊状の未変態γへの炭素濃化が進行し、塊状組織の残存量の増加を招く。したがって、４９５〜４０５℃の温度範囲での保持時間は１３〜２００ｓｅｃとする。伸びフランジ成形性を向上させる観点からは、４９５〜４０５℃の温度範囲での保持時間は１００ｓｅｃ以下とすることが好ましい。なお、この温度域での保持は、この温度範囲での平均冷却速度を６．９℃／ｓ以下に低減することに対応する。
この温度域で所定時間保持することで、ＳＣ濃化を０．１〜５％にすることができる。延性の向上に寄与するＳＣ濃化を０．１〜５％にするためにこの温度域での保持時間は１３ｓｅｃ以上とする。ＳＣ濃化を０．２〜５％とし、延性を向上させる観点からは、この温度域での保持時間は、１５ｓｅｃ以上とすることがさらに好ましい。一方、保持時間が２００ｓｅｃを超えて保持してもＳＣ濃化の調整にあまり寄与せず、２００ｓｅｃを超えて保持すると、塊状の未変態γへの炭素濃化が進行し、塊状組織の残存量の増加を招く。したがって、４９５〜４０５℃の温度範囲での保持時間は１３〜２００ｓｅｃとする。伸びフランジ成形性を向上させる観点からは、４９５〜４０５℃の温度範囲での保持時間は１００ｓｅｃ以下とすることが好ましい。なお、この温度域での保持は、この温度範囲での平均冷却速度を６．９℃／ｓ以下に低減することに対応する。
４０５℃から冷却停止温度：Ｔｓｑまでの平均冷却速度：５．０〜８０℃／ｓ
さらに、４０５℃から（Ａ）式で表される冷却停止温度：Ｔｓｑまでの温度範囲を平均冷却速度：５．０〜８０℃／ｓで冷却する。この温度域の平均冷却速度が遅いとＣが未変態γに濃縮し、塊状組織の増加を招く。また、炭化物析出が進行してＣが浪費され、延性の低下を招く。塊状組織の低減による伸びフランジ成形性の向上、炭化物析出の抑制による延性の向上の観点から、この温度域の平均冷却速度は７．０℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。冷却速度が８０℃／ｓを超えると、冷却中のマルテンサイトや下部ベイナイトからγへのＣの拡散が抑制され、その生成が抑制され、延性が低下する。このため、この温度域の平均冷却速度は５．０〜８０℃／ｓとする。冷却中のマルテンサイトや下部ベイナイトからγへのＣの拡散を促進する観点からはこの温度域の平均冷却速度は１５℃／ｓ以下とすることが望ましく、１０℃／ｓ未満とすることがさらに好ましい。３２０〜３００℃超の温度範囲は下部ベイナイトの生成を通じ延性を向上させる作用があるので、この温度域は１０℃／ｓ未満とすることが特に好ましい。
さらに、４０５℃から（Ａ）式で表される冷却停止温度：Ｔｓｑまでの温度範囲を平均冷却速度：５．０〜８０℃／ｓで冷却する。この温度域の平均冷却速度が遅いとＣが未変態γに濃縮し、塊状組織の増加を招く。また、炭化物析出が進行してＣが浪費され、延性の低下を招く。塊状組織の低減による伸びフランジ成形性の向上、炭化物析出の抑制による延性の向上の観点から、この温度域の平均冷却速度は７．０℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。冷却速度が８０℃／ｓを超えると、冷却中のマルテンサイトや下部ベイナイトからγへのＣの拡散が抑制され、その生成が抑制され、延性が低下する。このため、この温度域の平均冷却速度は５．０〜８０℃／ｓとする。冷却中のマルテンサイトや下部ベイナイトからγへのＣの拡散を促進する観点からはこの温度域の平均冷却速度は１５℃／ｓ以下とすることが望ましく、１０℃／ｓ未満とすることがさらに好ましい。３２０〜３００℃超の温度範囲は下部ベイナイトの生成を通じ延性を向上させる作用があるので、この温度域は１０℃／ｓ未満とすることが特に好ましい。
冷却停止温度Ｔｓｑ（℃）はＭｓ−５０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ−１８０・・・（Ａ）であり、
マルテンサイト変態開始温度は、Ｍｓ＝５３９−４７４×［％Ｃ］／（１００−ＶＦ）×１００−３０．４×［％Ｍｎ］×１．２−１２．１×［％Ｃｒ］−７．５×［％Ｍｏ］−１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）である。
式（Ｂ）において、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、［％Ｎｉ］はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量(質量％)を表し、含まない場合は０とする。ＶＦはフェライトの面積率(％)を表す。
マルテンサイト変態開始温度は、Ｍｓ＝５３９−４７４×［％Ｃ］／（１００−ＶＦ）×１００−３０．４×［％Ｍｎ］×１．２−１２．１×［％Ｃｒ］−７．５×［％Ｍｏ］−１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）である。
式（Ｂ）において、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、［％Ｎｉ］はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量(質量％)を表し、含まない場合は０とする。ＶＦはフェライトの面積率(％)を表す。
冷却停止温度は、塊状組織を抑制する観点、ＳＣ濃化を０．１〜５％にする観点から上記範囲にする。
ここで、７５０〜４９５℃の平均冷却速度をＣＲ１、４９５〜４０５℃の平均冷却速度をＣＲ２、４０５℃から冷却停止温度（Ｔｓｑ）までの平均冷却速度をＣＲ３とすると、ＣＲ１＞ＣＲ２、ＣＲ２＜ＣＲ３の関係とすることが好ましい。
冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲の平均加熱速度：２℃／ｓ以上
さらに冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲を短時間で加熱することで炭化物析出を抑えて高い延性を確保することが出来る。また、冷却して生成したマルテンサイトもしくは下部ベイナイトを核に３５０℃以上に再加熱した際に上部ベイナイトが生成する。３５０℃までの平均加熱速度が遅いと、これらの効果が得られなくなる。その結果、残留γ量が減少して延性が低下する。このため、冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲の平均加熱速度は２℃／ｓ以上とする。炭化物析出を抑制する観点、再加熱時に上部ベイナイトを生成させる観点からは、平均加熱速度は５℃／ｓ以上とすることが望ましく、１０℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。上記平均加熱速度の上限は特に限定されないが５０℃／ｓ以下が好ましく、より好ましくは３０℃／ｓ以下である。
さらに冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲を短時間で加熱することで炭化物析出を抑えて高い延性を確保することが出来る。また、冷却して生成したマルテンサイトもしくは下部ベイナイトを核に３５０℃以上に再加熱した際に上部ベイナイトが生成する。３５０℃までの平均加熱速度が遅いと、これらの効果が得られなくなる。その結果、残留γ量が減少して延性が低下する。このため、冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲の平均加熱速度は２℃／ｓ以上とする。炭化物析出を抑制する観点、再加熱時に上部ベイナイトを生成させる観点からは、平均加熱速度は５℃／ｓ以上とすることが望ましく、１０℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。上記平均加熱速度の上限は特に限定されないが５０℃／ｓ以下が好ましく、より好ましくは３０℃／ｓ以下である。
３５０〜５９０℃の温度範囲での保持時間：２０〜３０００ｓｅｃ
ＳＣ濃化を０．１〜５％にする観点、未変態γとして塊状に分布している領域をベイナイト変態により細分化し、λを向上させる観点から、３５０〜５９０℃の温度域で２０〜３０００ｓｅｃ保持する。
ＳＣ濃化を０．１〜５％にする観点、未変態γとして塊状に分布している領域をベイナイト変態により細分化し、λを向上させる観点から、３５０〜５９０℃の温度域で２０〜３０００ｓｅｃ保持する。
また、３５０℃〜５９０℃の保持時間を２０〜３０００ｓｅｃにすることで、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率ＳＣ濃化が０．１〜５％となり、延性がさらに改善される。
ベイナイト変態による未変態γの細分化効果を活用し、λを向上させる観点からは、３５０℃〜５９０℃で１８０ｓｅｃ以上保持することが望ましい。
炭素分配を促進して延性を向上させ、塊状組織を低減してλを向上させる観点から保持温度は３７０〜５００℃とするのがさらに好ましい。
なお、３５０℃〜５９０℃の温度範囲での保持は、溶融亜鉛めっき処理を兼ねても良い。溶融亜鉛めっき処理を施す場合は、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施すことができる。亜鉛めっきの合金化処理を施す場合は、４７０℃以上５９０℃以下の温度域で実施することが好ましい。
その後、室温まで冷却を行い、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点やＹＳを上昇させる観点から鋼板にスキンパス圧延を施すことができる。スキンパス伸長率は０.１〜０.５％とするのが好ましい。また、板形状はレベラーで平坦化することも可能である。なお、室温まで冷却する過程においては、３５０〜５０℃の温度範囲を０．１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却をするのが好ましい。
伸びフランジ成形性を改善する観点から上記の熱処理後、あるいはスキンパス圧延後に１００〜３００℃で３０ｓｅｃ〜１０日の低温熱処理を施すことも可能である。この処理により最終冷却時あるいはスキンパス圧延時に生成したマルテンサイトの焼き戻しや焼鈍時に鋼板に侵入した水素の鋼板からの離脱が生じる。低温熱処理で水素は０.１ｐｐｍ未満に低減することが可能である。また、電気めっきを施すことも可能である。電気めっきを施した後は鋼中の水素を低減する観点から上記の低温熱処理を施すことが好ましい。
本発明例によると、張り出し成形と伸びフランジ成形が混在する複雑な形状の部品の成形性の指標として重要な（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１４００００をＴＳ：５９０〜１３１９ＭＰａで満たすことが可能であり、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１０００００をＴＳ：１３２０ＭＰａ以上で満たすことが可能である。
表１に示す成分組成を有する鋼を、表２−１に示す条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。鋼板の板厚は１．４ｍｍとした。なお、表２−１に示す条件は亜鉛めっき処理を含んでいない。
鋼組織の測定は、上記の方法で行った。測定結果を表２−２に示した。
得られた鋼板より圧延方向と直角方向が引張軸となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠）を実施した。ＴＳとＵ．Ｅｌを表２−２に示した。
また、伸びフランジ成形性は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠した穴広げ試験により評価した。すなわち、１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズのサンプルにポンチ径１０ｍｍ、ダイス径１０．３ｍｍ（クリアランス１１％）の打ち抜き工具を用いて打ち抜き後、頂角６０度の円錐ポンチを用いて、打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴広げを行った。この際のｄ０：初期穴径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴径（ｍｍ）として、穴広げ率λ（％）＝｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×１００として求めた。
さらに、耐溶接部割れ性として、スポット溶接部の耐割れ特性を評価するために、１．４ｍｍの板厚の鋼板から１５０ｍｍＷ×５０ｍｍＬサイズの試験片を１枚用い、もう１枚は５９０ＭＰａ級溶融亜鉛めっき鋼板を用いて抵抗溶接（スポット溶接）を実施した。２枚の鋼板を重ねた板組について、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組を３°傾けた状態で抵抗スポット溶接した。溶接条件は加圧力を４．０ｋＮ、ホールドタイムを０．２秒とした。溶接電流と溶接時間はナゲット径が４√ｔ ｍｍ（ｔ：高強度冷延薄鋼板の板厚）になるように調整した。溶接後は試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、０．２０ｍｍ以上のき裂が認められないものを耐抵抗溶接割れ性が良好であるとし、「○」と評価し、０．２０ｍｍ以上のき裂が認められたものを耐抵抗溶接割れ性が劣るとし、「×」と評価した。なお、耐溶接部割れ性は、表２−２において「耐抵抗溶接割れ性」と示す。
本発明例は、ＴＳ：５９０〜１３１９ＭＰａでは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１４００００を満たし、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧１０００００を満たすのに対して、比較例はいずれかが劣っている。また、本願に規定の範囲に成分を制御することでスポット溶接部の亀裂が抑制できる。なお、本発明例において、Ｓｉの含有量が１．０％未満で亀裂長さが０．１５ｍｍ以下であり特に良好であり、Ｓｉの含有量が０．８％以下で亀裂長さが０．１０ｍｍ以下（０ｍｍを含む）であり、極めて良好であった。
また、７５０〜４９５℃の温度範囲の平均冷却速度が１５℃／ｓ以上２９℃／ｓ以下の発明例において、下記の方法で測定した板反りが１１〜１５ｍｍと良好なレベルであった。また、上記平均冷却速度が５．０℃／ｓ以上１４℃／ｓ以下の発明例においては、下記の方法で測定した板反りが、１０ｍｍ以下とさらに良好なレベルであった。なお、板形状を評価するための、上記板反りは、焼鈍後の鋼板より、製品幅×１５００ｍｍ長さのカットサンプルを採取し、水平の平盤にて、上記サンプルを置いた時の４辺の反り高さの最大値（単位ｍｍ）を測定する方法で評価した。なお、カットサンプルの長手方向の切断をする際のせん断機の刃のクリアランスは、４％（管理範囲の上限は１０％）で行なっている。
表３に示す成分組成を有する冷延鋼板を、表４−１に示す焼鈍条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。鋼板の板厚は１．４ｍｍとした。
なお、一部の鋼板（冷延鋼板）は、さらに溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。ここでは、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整した。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いた。さらに一部の溶融亜鉛めっき鋼板には、上記溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。ここでは、４７０℃以上５５０℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施した。
また、一部の鋼板（冷延鋼板）は、電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。
得られた鋼板の鋼組織、機械的特性（ＴＳ、Ｕ．Ｅｌ、λ）、および耐溶接部割れ性の評価を上記と同様の方法で行い、結果を表４−２に示した。
また、一部の鋼板（冷延鋼板）は、電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。
得られた鋼板の鋼組織、機械的特性（ＴＳ、Ｕ．Ｅｌ、λ）、および耐溶接部割れ性の評価を上記と同様の方法で行い、結果を表４−２に示した。
本発明は、極めて高い延性、優れた伸びフランジ成形性、優れた耐溶接部欠陥特性を有し、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用、溶接用に好ましく適用できる。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．２２％、
Ｓｉ：０．４％以上１．２０％未満、
Ｍｎ：２．３〜３．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ.Ａｌ：１．０％未満、
Ｎ：０．０１５％未満を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、
面積率でフェライト：６〜９０％、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：１０〜９４％、体積率で残留γ：３〜１５％を含み、Ｃ濃度が０．６〜１．３％であり隣接領域が短軸幅：０．７〜１０μｍ、アスペクト比＞２．０でＣ濃度：０．０７％以下の上部ベイナイトである領域の合計面積率：ＳＣ濃化が０．１〜５％であり、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが５％以下（０％を含む）であり、表層の旧γ粒径が２〜１２μｍである鋼組織を有する鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００２〜０．１％、
Ｔｉ：０．００２〜０．１％、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００５〜１％、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．００３〜０．５％、
Ｚｒ：０．００５〜０．２％および
Ｗ：０．００５〜０．２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．００４０％、
Ｃｅ：０．０００２〜０．００４０％、
Ｌａ：０．０００２〜０．００４０％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｓｂ：０．００２〜０．１％および
Ｓｎ：０．００２〜０．１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。 - 引張強度が５９０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ以下である請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
- 表面に亜鉛めっき層を有する請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板。
- 請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延する工程では、９５０〜１１００℃の温度範囲で４０％以上の累積圧下率で圧延し、仕上圧延後、平均冷却速度：５℃／ｓ以上で５２０℃以下まで冷却して巻取り温度：３５０〜５２０℃で巻取り、その後、冷間圧延率：４０〜８５％で冷間圧延した後、
冷延鋼板を、７８０〜８８０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７５０〜４９５℃の温度範囲を平均冷却速度：７．０〜２０００℃／ｓで冷却した後、４９５〜４０５℃の温度範囲で１３〜２００ｓｅｃ保持し、さらに４０５℃から（Ａ）式で表される冷却停止温度：Ｔｓｑまでの温度範囲を平均冷却速度：５．０〜８０℃／ｓで冷却し、さらに冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱を行い、３５０〜５９０℃の温度範囲で２０〜３０００ｓｅｃ保持した後、室温まで冷却する鋼板の製造方法。
ここで、冷却停止温度Ｔｓｑ（℃）はＭｓ−５０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ−１８０・・・（Ａ）であり、
マルテンサイト変態開始温度は、Ｍｓ＝５３９−４７４×［％Ｃ］／（１００−ＶＦ）×１００−３０．４×［％Ｍｎ］×１．２−１２．１×［％Ｃｒ］−７．５×［％Ｍｏ］−１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）である。
式（Ｂ）において、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、［％Ｎｉ］はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量(質量％)を表し、含まない場合は０とし、ＶＦはフェライトの面積率(％)を表す。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018196829 | 2018-10-18 | ||
| JP2018196829 | 2018-10-18 | ||
| PCT/JP2019/040682 WO2020080407A1 (ja) | 2018-10-18 | 2019-10-16 | 鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP6777262B2 JP6777262B2 (ja) | 2020-10-28 |
| JPWO2020080407A1 true JPWO2020080407A1 (ja) | 2021-02-15 |
Family
ID=70284371
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2020505285A Active JP6777262B2 (ja) | 2018-10-18 | 2019-10-16 | 鋼板およびその製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20210324492A1 (ja) |
| EP (1) | EP3845679A4 (ja) |
| JP (1) | JP6777262B2 (ja) |
| KR (1) | KR102514896B1 (ja) |
| CN (1) | CN112912525B (ja) |
| MX (1) | MX2021004413A (ja) |
| WO (1) | WO2020080407A1 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7461840B2 (ja) * | 2020-09-07 | 2024-04-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
| EP4198149A4 (en) * | 2020-10-06 | 2024-01-10 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET, HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET, ALLOYED HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET AND PRODUCTION PROCESSES THEREFOR |
| WO2023170245A1 (en) * | 2022-03-10 | 2023-09-14 | Tata Steel Nederland Technology B.V. | High strength steel sheet with excellent hole expandability and method of producing the same |
| JP7146127B1 (ja) | 2022-03-31 | 2022-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板の製造方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015218365A (ja) * | 2014-05-19 | 2015-12-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2017108959A1 (en) * | 2015-12-21 | 2017-06-29 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet |
| WO2017164346A1 (ja) * | 2016-03-25 | 2017-09-28 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板 |
| JP2017186647A (ja) * | 2016-03-31 | 2017-10-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2018043456A1 (ja) * | 2016-08-31 | 2018-03-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延薄鋼板及びその製造方法 |
| WO2018189950A1 (ja) * | 2017-04-14 | 2018-10-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2514205A1 (fr) * | 1981-10-05 | 1983-04-08 | Merlin Gerin | Borne de raccordement de cables conducteurs a un appareil electrique |
| JPH0635619B2 (ja) | 1986-02-05 | 1994-05-11 | 新日本製鐵株式会社 | 延性の良い高強度鋼板の製造方法 |
| JP2840479B2 (ja) * | 1991-05-10 | 1998-12-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 疲労強度と疲労亀裂伝播抵抗の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JPH0635619A (ja) | 1992-07-15 | 1994-02-10 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 情報多重読取り装置 |
| JP3501174B2 (ja) | 1994-09-13 | 2004-03-02 | 出光石油化学株式会社 | ポリアリーレンスルフィドの共重合体の製造方法およびその製造方法によって得られた共重合体を含有する組成物 |
| JPH0854506A (ja) | 1995-07-21 | 1996-02-27 | Shinano Polymer Kk | 防眩性フィルタ |
| JPH10195597A (ja) | 1996-11-14 | 1998-07-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 接合性に優れた薄鋼板 |
| JP3854506B2 (ja) | 2001-12-27 | 2006-12-06 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| CN100335670C (zh) * | 2002-02-07 | 2007-09-05 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法 |
| JP3881559B2 (ja) | 2002-02-08 | 2007-02-14 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接後の成形性に優れ、溶接熱影響部の軟化しにくい引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板、高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板 |
| JP4411221B2 (ja) | 2004-01-28 | 2010-02-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板並びにその製造方法 |
| EP1975266B1 (en) * | 2005-12-28 | 2012-07-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Ultrahigh-strength steel sheet |
| JP5463685B2 (ja) | 2009-02-25 | 2014-04-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP4893844B2 (ja) * | 2010-04-16 | 2012-03-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5842515B2 (ja) * | 2011-09-29 | 2016-01-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5825082B2 (ja) * | 2011-12-12 | 2015-12-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| JP6749818B2 (ja) * | 2016-02-29 | 2020-09-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP6875916B2 (ja) | 2016-05-30 | 2021-05-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR102013652B1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-08-23 | 한국세라믹기술원 | 기공도 제어를 통해 향상된 열내구성을 가지는 세라믹 열차폐코팅층의 제조방법 |
-
2019
- 2019-10-16 WO PCT/JP2019/040682 patent/WO2020080407A1/ja active Application Filing
- 2019-10-16 KR KR1020217010759A patent/KR102514896B1/ko active IP Right Grant
- 2019-10-16 JP JP2020505285A patent/JP6777262B2/ja active Active
- 2019-10-16 US US17/285,304 patent/US20210324492A1/en active Pending
- 2019-10-16 CN CN201980068675.0A patent/CN112912525B/zh active Active
- 2019-10-16 EP EP19873858.5A patent/EP3845679A4/en active Pending
- 2019-10-16 MX MX2021004413A patent/MX2021004413A/es unknown
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015218365A (ja) * | 2014-05-19 | 2015-12-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2017108959A1 (en) * | 2015-12-21 | 2017-06-29 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet |
| WO2017164346A1 (ja) * | 2016-03-25 | 2017-09-28 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板 |
| JP2017186647A (ja) * | 2016-03-31 | 2017-10-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2018043456A1 (ja) * | 2016-08-31 | 2018-03-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延薄鋼板及びその製造方法 |
| WO2018189950A1 (ja) * | 2017-04-14 | 2018-10-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP3845679A4 (en) | 2021-08-25 |
| CN112912525A (zh) | 2021-06-04 |
| KR20210061370A (ko) | 2021-05-27 |
| EP3845679A1 (en) | 2021-07-07 |
| KR102514896B1 (ko) | 2023-03-30 |
| WO2020080407A1 (ja) | 2020-04-23 |
| MX2021004413A (es) | 2021-07-06 |
| US20210324492A1 (en) | 2021-10-21 |
| CN112912525B (zh) | 2022-06-21 |
| JP6777262B2 (ja) | 2020-10-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6439903B1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| US10745775B2 (en) | Galvannealed steel sheet and method for producing the same | |
| JP6566026B2 (ja) | めっき鋼板 | |
| JP6777262B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP2017053001A (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 | |
| JP6787525B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2013047760A1 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP6787526B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP7294545B1 (ja) | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 | |
| JP6828855B1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP7294544B1 (ja) | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 | |
| WO2022249919A1 (ja) | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2022182938A (ja) | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20200207 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20200207 |
|
| A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20200304 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20200512 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20200624 |
|
| 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: 20200908 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20200921 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6777262 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |