JPWO2020158228A1 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[1] 成分組成は、質量%で、C:0.06%以上0.120%以下、Si:0.3%以上0.7%以下、Mn:1.6%以上2.2%以下、P:0.05%以下、S:0.0050%以下、Al:0.01%以上0.20%以下、N:0.010%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、主相のフェライトと、鋼組織全体に対する面積率で10%以上50%未満のマルテンサイトを有し、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が3.0μm以下であり、前記マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が3以下のマルテンサイトの割合が60%以上であり、前記アスペクト比が3以下のマルテンサイト中の炭素濃度が、質量%で、0.30%以上0.90%以下である高強度鋼板。
[2] 前記成分組成は、さらに、質量%で、Cr:0.01%以上0.20%以下、Mo:0.01%以上0.15%未満、V:0.001%以上0.05%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する[1]に記載の高強度鋼板。
[3] 前記成分組成に加えてさらに、質量%で、下記A群〜C群のうちから選ばれた1群または2群以上を含有する、[1]または[2]に記載の高強度鋼板。
記
A群:Nb:0.001%以上0.02%以下、Ti:0.001%以上0.02%以下のうちから選ばれた1種又は2種
B群:Cu:0.001%以上0.20%以下、Ni:0.001%以上0.10%以下のうちから選ばれた1種又は2種
C群:B:0.0001%以上0.002%以下
[4] 鋼板の表面にめっき層を有する[1]〜[3]のいずれか1つに記載の高強度鋼板。
[5] [1]〜[3]のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延工程を施し、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、焼鈍温度:AC1点以上AC3点以下で30秒以上保持し、該焼鈍温度から350℃までの平均冷却速度:5℃/秒以上、冷却停止温度:350℃以下の条件で冷却し、その後、T1温度(℃)を200〜250℃の温度範囲における任意の温度とするとき、350℃から300℃までの温度域の滞留時間:50秒以下、300℃未満からT1温度(℃)までの温度域の滞留時間:1000秒以下の条件で滞留する焼鈍工程を施す高強度鋼板の製造方法。
[6] [1]〜[3]のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延工程を施し、次いで前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に冷間圧延工程を施し、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、焼鈍温度:AC1点以上AC3点以下で30秒以上保持し、該焼鈍温度から350℃までの平均冷却速度:5℃/秒以上、冷却停止温度:350℃以下の条件で冷却し、その後、T1温度(℃)を200〜250℃の温度範囲における任意の温度とするとき、350℃から300℃までの温度域の滞留時間:50秒以下、300℃未満からT1温度(℃)までの温度域の滞留時間:1000秒以下の条件で滞留する焼鈍工程を施す高強度鋼板の製造方法。
[7] 前記焼鈍工程後に、めっき処理を施す[5]または[6]に記載の高強度鋼板の製造方法。
Cは、焼入れ性を向上させる元素であり、所定のマルテンサイトの面積率を確保するために必要である。また、Cは、マルテンサイトの強度を上昇させる元素であり、本発明で目的とする強度(TS)がTS≧590MPaを確保する観点から必要である。C含有量が0.06%未満では、上記した所定の強度を得ることができなくなる。したがって、C含有量は0.06%以上とする。好ましくは0.065%以上とし、より好ましくは0.070%以上とする。一方、C含有量が0.120%を超えると、マルテンサイトの面積率を増加させ、降伏比を高くする。したがって、C含有量は0.120%以下とする。好ましくは0.115%以下とし、より好ましくは0.11%以下とする。
Siは固溶強化による強化元素である。上記した本発明の効果を得るには、Si含有量を0.3%以上とする。好ましくは0.35%以上とし、より好ましくは0.40%以上とする。一方、Si含有量が多くなりすぎると、フェライトの強度が高くなるため、降伏比が高くなる。また、Siが多くなりすぎると、鋼板の表面に酸化物を形成し、表面特性を著しく劣化させる。したがって、Si含有量は0.7%以下とする。好ましくは0.64%以下とし、より好ましくは0.60%以下とする。
Mnは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定のマルテンサイトの面積率を確保するために含有させる。Mn含有量が1.6%未満では、鋼板表層部にフェライトが生成することで強度が低下する。また、冷却時にパーライトまたはベイナイトが生成することで降伏比を高くする。したがって、Mn含有量は1.6%以上とする。好ましくは1.65%以上とし、より好ましくは1.70%以上とする。一方、Mnが多くなりすぎると、鋼板の表面に酸化物を形成し、表面特性を著しく劣化させる。したがって、Mn含有量は2.2%以下とする。好ましくは2.14%以下とし、より好ましくは2.10%以下とする。
Pは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと粒界に偏析することで加工性を劣化させる。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、P含有量は0.05%以下とする。好ましくは0.03%以下とし、より好ましくは0.01%以下とする。なお、P含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は0.003%程度である。よって、好ましくは0.003%以上とする。より好ましくは0.005%以上とする。
Sは、MnS等の形成を通じて加工性を劣化させる。また、SとともにTiを含有する場合には、TiS、Ti(C、S)等の形成を通じて加工性を劣化させる恐れがある。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、S含有量は0.0050%以下とする。好ましくは0.0020%以下とし、より好ましくは0.0010%以下とし、さらに好ましくは0.0005%以下とする。なお、S含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は0.0002%程度である。よって、好ましくは0.0002%以上とする。より好ましくは0.0005%以上とする。
Alは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果が表れるのがAl含有量0.01%以上である。好ましくは0.02%以上とする。より好ましくは0.03%以上とする。一方、Al含有量が0.20%超えとなると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのFeを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成するため、加工性が劣化する。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、Al量は0.20%以下とする。好ましくは0.17%以下とし、より好ましくは0.15%以下とする。
Nは、鋼中でAlN等の窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて加工性を劣化させる。また、NとともにTiを含有する場合には、TiN、(Nb、Ti)(C、N)等の窒化物系、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて加工性を劣化させる恐れがある。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、N含有量は0.010%以下とする。好ましくは0.007%以下とし、より好ましくは0.005%以下とする。なお、N含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は0.0006%程度である。よって、好ましくは0.0006%以上とする。より好ましくは0.0010%以上とする。
本発明の鋼板には、上記の成分に加えて、下記の成分を任意成分として含有させることができる。なお、本発明において、下記の任意成分を各成分の下限値未満で含む場合、その成分は後述する不可避的不純物として含まれるものとする。
Cr、Mo、Vは、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で、含有させることができる。このような効果を得るため、Cr、Moを含有させる場合には、Cr含有量、Mo含有量はそれぞれ0.01%以上にすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ0.02%以上とし、さらに好ましくはそれぞれ0.03%以上とする。上記効果を得るため、Vを含有させる場合には、V含有量は0.001%以上にすることが好ましい。より好ましくは0.002%以上とし、さらに好ましくは0.003%以上とする。
NbやTiは、旧γ粒の微細化や微細析出物の生成を通じて、高強度化に寄与する。このような効果を得るため、NbおよびTiのうちから選ばれた1種または2種を含有させる場合には、Nb含有量、Ti含有量はそれぞれ0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ0.0015%以上とし、さらに好ましくはそれぞれ0.0020%以上とする。一方、NbやTiを多量に含有させると、表面特性を劣化させる恐れがある。このため、NbおよびTiのうちから選ばれた1種または2種を含有させる場合には、Nb含有量、Ti含有量はそれぞれ0.02%以下とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ0.017%以下とし、さらに好ましくはそれぞれ0.015%以下とする。
CuやNiは、自動車の使用環境における耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆することにより鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。この効果を得るため、CuおよびNiのうちから選ばれた1種または2種を含有させる場合には、Cu含有量、Ni含有量はそれぞれ0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ0.002%以上とし、さらに好ましくはそれぞれ0.003%以上とする。しかしながら、Cu含有量やNi含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、表面特性を劣化させる恐れがある。このため、Cuを含有する場合には、Cu含有量は0.20%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.15%以下とし、さらに好ましくは0.1%以下とする。Niを含有する場合には、Ni含有量は0.10%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.07%以下とし、さらに好ましくは0.05%以下とする。
Bは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。B含有により、Mn含有量が少ない場合であっても、所定の面積率のマルテンサイトを生成させる効果が得られる。このような効果を得るため、Bを含有する場合には、B含有量を0.0001%以上にすることが好ましい。より好ましくは0.0003%以上とし、さらに好ましくは0.0005%以上とする。一方、B含有量が0.002%超えになると、Mn系酸化物の粗大化を促進させるため、表面特性が劣化する恐れがある。したがって、Bを含有する場合には、B含有量は0.002%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0015%以下とし、さらに好ましくは0.0010%以下とする。
上述のように、本発明の鋼板がTS≧590MPaの高強度を得るためには、鋼組織全体に対するマルテンサイトの面積率は10%以上とする。好ましくは15%以上とし、より好ましくは20%以上とする。一方、鋼組織全体に対するマルテンサイトの面積率が50%以上となると、マルテンサイトが主相となり、これに起因してマルテンサイト中のC量が減少することで、降伏比が高くなる。したがって、マルテンサイトの面積率は50%未満とする。好ましくは45%以下とし、より好ましくは40%以下とする。
本発明で目的とする低降伏比を得るためには、フェライトの強度を下げるとともに、マルテンサイトの強度を上げる必要がある。そのためには、マルテンサイトの平均結晶粒径を小さくするのが効果的である。上記の効果を得るためには、マルテンサイトの平均結晶粒径を3.0μm以下にすることが必要である。好ましくは3.0μm未満、より好ましくは2.7μm以下、より一層好ましくは2.0μm以下とする。マルテンサイトの平均結晶粒径の下限は特に限定されないが、0.5μm以上とすることが好ましく、より好ましくは0.8μm以上とする。
アスペクト比が3以下のマルテンサイトは、針状のマルテンサイトとは異なり、高強度である。したがって、アスペクト比が3以下のマルテンサイトは、本発明で目的とする低降伏比を得るためには重要な組織となる。このアスペクト比が3以下のマルテンサイトの面積率が全マルテンサイトの面積率に対して60%未満では、本発明で目的とする低降伏比を得るためには不十分である。このため、マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が3以下のマルテンサイトの面積率の割合は、60%以上とする。好ましくは65%以上とし、より好ましくは70%以上とする。マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が3以下のマルテンサイトの割合の上限は特に限定されず、100%であってもよい。より好ましくは90%以下とする。
マルテンサイトの強度を高め、かつ、本発明で目的とする低降伏比を得るためには、アスペクト比が3以下のマルテンサイト中の炭素濃度を高くする必要がある。上記の効果を得るためには、アスペクト比が3以下のマルテンサイト中の炭素濃度は、質量%で0.30%以上が必要である。好ましくは0.35%以上とし、より好ましくは0.40%以上とする。一方、アスペクト比が3以下のマルテンサイト中の炭素濃度は、質量%で0.90%超えとなると、マルテンサイト変態せずにオーステナイトのまま残るため、マルテンサイトの面積率が10%未満となり、強度が低下する。よって、アスペクト比が3以下のマルテンサイト中の炭素濃度は、質量%で0.90%以下とする必要がある。好ましくは0.85%以下とし、より好ましくは0.8%以下とする。
なお、めっき金属は亜鉛以外でもよく、例えば、Alめっき等が挙げられる。
めっき層中のFe含有量は、7〜16質量%の範囲にあることが好ましい。Fe含有量が7質量%未満では、合金化ムラの発生、あるいはフレーキング性が劣化する可能性がある。一方、Fe含有量が16質量%超えでは、耐めっき剥離性が劣化する可能性がある。
具体的には、熱延鋼板および冷延鋼板の場合は、後述する実施例に記載の方法で実施した化成処理性の評価方法を用い、測定した化成結晶の被覆率を算出して化成処理性に優れるか否かを評価した。本発明では、この被覆率が、面積率で、95%以上の場合に記号「○」を付与し、90%以上95%未満の場合に記号「△」を付与し、90%未満の場合に記号「×」を付与し、記号が「○」および「△」を化成処理性が良好(すなわち、化成処理性に優れる)と評価した。
めっき鋼板の場合は、外観を目視観察することでめっき付着性に優れるか否かを評価した。本発明では、不めっき欠陥が全くないものに記号「○」を付与し、不めっき欠陥が発生したものに記号「×」を付与し、不めっき欠陥はないがめっき外観ムラなどが生じたものに記号「△」を付与した。なお、不めっき欠陥とは、数μm〜数mm程度のオーダーで、めっきが存在せずに鋼板が露出している領域を意味する。記号が「○」および「△」を、十分にめっきが付着したものとし、めっき付着性が良好(すなわち、めっき付着性に優れる)と評価した。
上述した成分組成を有する鋼素材(鋼スラブ)を、熱間圧延工程に供する。なお、使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造することが好ましい。鋼スラブは、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。
冷間圧延工程とは、必要に応じて、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する工程である。冷間圧延工程を行う場合、本発明では以下に記載の条件で冷間圧延を施すことが好ましい。
焼鈍工程とは、上記した熱間圧延工程で得られた熱延鋼板、あるいは上記した冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う工程である。焼鈍工程は、本発明では以下に記載の条件で行う。
AC1(℃)=723+22(%Si)−18(%Mn)+17(%Cr)+4.5(%Mo)+16(%V)
AC3(℃)=910−203(%C)1/2+45(%Si)−30(%Mn)−20(%Cu)−15(%Ni)+11(%Cr)+32(%Mo)+104(%V)+400(%Ti)+460(%Al)
ただし、各式において(%元素記号)は各元素記号の鋼中含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。
また、鋼板の特性を変化させなければ、焼鈍工程後にめっき処理を施してもよい。
例えば、焼鈍後の鋼板(熱延鋼板あるいは冷延鋼板)に溶融亜鉛めっき処理を施す場合は、420℃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。
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場合は、500℃以上600℃以下の温度域で実施することが好ましい。
焼鈍後の鋼板(熱延鋼板あるいは冷延鋼板)に電気亜鉛めっき処理を施す場合は、室温でpHを1〜3に調整した亜鉛めっき浴中、もしくは亜鉛‐ニッケル浴中に鋼板を浸漬し、電流を流すことで電気亜鉛めっき処理を施す。その際、電流量や電解時間等の調整によって、めっき付着量を調整することが好ましい。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
表1に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼素材を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し27mm厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚4.0mm厚まで、表2−1〜表2−3に示す条件で熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。なお、仕上げ圧延の圧下率は全条件で80〜90%の範囲内だった。次いで、得られた熱延鋼板の一部については冷間圧延した。冷間圧延するサンプルは、熱延鋼板を研削加工し、板厚3.2mmにした後、板厚2.24〜0.8mmまで、表2−1〜表2−3に示す条件で冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた熱延鋼板および冷延鋼板に、表2−1〜表2−3に示す条件で焼鈍を行い、鋼板を製造した。なお、表1の空欄(表1中の「−」を表記した欄)は、意図的に添加していないことを表しており、0質量%ではなく、不可避的に入っている場合がある。
各種製造条件で得られた鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の機械的特性を評価した。各組織分率の調査および各評価の方法は次のとおりである。
フェライトおよびマルテンサイトは、各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚L断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率1500倍のSEM像上の、実長さ82μm×57μmの領域上に4.8μm間隔の16×15の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、フェライトおよびマルテンサイトの面積率を調査(測定)した。面積率は、倍率1500倍の別々のSEM像から求めた3つの面積率の平均値とした。マルテンサイトは白色の組織を呈しており、フェライトは黒色の組織を呈している。
マルテンサイトの平均結晶粒径およびマルテンサイトのアスペクト比は、各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚L断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率1500倍のSEM像の1つに含まれるマルテンサイト全ての長辺と短辺を測定し、それらの平均をマルテンサイトの平均結晶粒径として算出した。また、マルテンサイトのアスペクト比は、測定した長辺を短辺で除することで算出した。
マルテンサイト中の炭素濃度は、各鋼板の板厚1/4の厚さまで研削した後、試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚L断面を鏡面研磨してからX線回折法により測定した。X線としてはCo−Kα線を用いた。本発明では、電子線マイクロアナライザ(EPMA;Electron Probe Micro Analyzer)で、加速電圧が7kV、測定点間隔が80nmの条件で、22.5μm×22.5μmの領域を3視野測定し、測定後のデータを検量線法を用いてCの濃度に変換する。同時に取得したInLens検出器によるSEM像と比較することで、マルテンサイトを判別し、測定視野内のアスペクト比が3以下のマルテンサイトの炭素濃度の平均値を3視野分算出し、それらの値を平均して算出した。
上記の残部組織は、各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚L断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率1500倍のSEM像上の、実長さ82μm×57μmの領域上に4.8μm間隔の16×15の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、残部組織の面積率を調査(測定)した。面積率は、倍率1500倍の別々のSEM像から求めた3つの面積率の平均値とした。パーライトはフェライト内にセメンタイトが層状に析出した組織であり、ベイナイトはフェライト内にセメンタイトが球状に析出した組織であり、残留オーステナイトは黒色の組織を呈している。
各鋼板の圧延方向から、標点間距離50mm、標点間幅25mm、板厚1.4mmのJIS5号試験片を採取し、引張速度が10mm/分で引張試験を行った。各試験片を用いて、引張強度(表3−1〜表3−3ではTSと表記)および降伏強度(表3−1〜表3−3ではYSと表記)をそれぞれ測定した。降伏比(表3−1〜表3−3ではYRと表記)はYSをTSで除することにより算出した。
各鋼板を市販のアルカリ脱脂液で脱脂し、次に、表面調整液に浸漬し、その後、リン酸塩処理液(日本パーカライジング(株)製、パルボンドPB−L3080)に、浴温:40℃、処理時間:120秒の条件で浸漬する化成処理を行った。化成処理後の鋼板表面を目視で確認することで化成結晶の被覆率を算出した。ここでは、化成結晶の被覆率が面積率で95%以上の場合を記号「○」で示し、90%以上95%未満の場合を記号「△」で示し、90%未満の場合を記号「×」で示した。記号が「○」および「△」の場合を、均一な化成結晶が生成されたものとし、化成処理性が良好と評価した。
上記した調査結果および評価結果を、それぞれ表3−1〜表3−3に示す。
[実施例2]
表1に示す鋼種A、F、Yに対して、表4に示す条件で熱間圧延を施した熱延鋼板、および熱間圧延後に冷間圧延を施した冷延鋼板を用い、表4に示す条件で焼鈍を行い、亜鉛めっき処理を施し、めっき鋼板を製造した。なお、熱間圧延における仕上げ圧延の圧下率は、全条件で80〜90%の範囲内だった。表4に示す「GI」は溶融亜鉛めっき鋼板であり、「GA」は合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、「EG」は電気亜鉛めっき鋼板である。
溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍後の鋼板(熱延鋼板あるいは冷延鋼板)に溶融亜鉛めっき処理を施す際に、420℃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した。
また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、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際に、500℃以上600℃以下の温度域で実施した。
また、電気亜鉛めっき鋼板は、焼鈍後の鋼板(熱延鋼板あるいは冷延鋼板)に電気亜鉛めっき処理を施す際に、室温でpHを1〜3に調整した亜鉛めっき浴中、もしくは亜鉛‐ニッケル浴中に鋼板を浸漬し、電流を流すことで電気亜鉛めっき処理を施した。
各種製造条件で得られた鋼板(めっき鋼板)に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の機械的特性を評価した。各組織分率の調査および各評価の方法は実施例1に記載の方法と同様である。
めっき後の鋼板の外観を目視観察し、不めっき欠陥が全くないものに記号「○」を、不めっき欠陥が発生したものに記号「×」を、不めっき欠陥はないがめっき外観ムラなどが生じたものに記号「△」を付与した。なお、不めっき欠陥とは数μm〜数mm程度のオーダーで、めっきが存在せず、鋼板が露出している領域を意味する。記号が「○」および「△」の場合を、十分にめっきが付着したものとし、めっき付着性が良好と評価した。
上記した調査結果および評価結果を、それぞれ表5に示す。
Claims (7)
- 成分組成は、質量%で、
C:0.06%以上0.120%以下、
Si:0.3%以上0.7%以下、
Mn:1.6%以上2.2%以下、
P:0.05%以下、
S:0.0050%以下、
Al:0.01%以上0.20%以下、
N:0.010%以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、主相のフェライトと、鋼組織全体に対する面積率で10%以上50%未満のマルテンサイトを有し、
前記マルテンサイトの平均結晶粒径が3.0μm以下であり、
前記マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が3以下のマルテンサイトの割合が60%以上であり、
前記アスペクト比が3以下のマルテンサイト中の炭素濃度が、質量%で、0.30%以上0.90%以下である高強度鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cr:0.01%以上0.20%以下、
Mo:0.01%以上0.15%未満、
V:0.001%以上0.05%以下のうちから選ばれた1種又は2種以上を含有する請求項1に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成に加えてさらに、質量%で、下記A群〜C群のうちから選ばれた1群または2群以上を含有する、請求項1または2に記載の高強度鋼板。
記
A群:Nb:0.001%以上0.02%以下、Ti:0.001%以上0.02%以下のうちから選ばれた1種又は2種
B群:Cu:0.001%以上0.20%以下、Ni:0.001%以上0.10%以下のうちから選ばれた1種又は2種
C群:B:0.0001%以上0.002%以下 - 鋼板の表面にめっき層を有する請求項1〜3のいずれかに記載の高強度鋼板。
- 請求項1〜3のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延工程を施し、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、焼鈍温度:AC1点以上AC3点以下で30秒以上保持し、
該焼鈍温度から350℃までの平均冷却速度:5℃/秒以上、冷却停止温度:350℃以下の条件で冷却し、
その後、T1温度(℃)を200〜250℃の温度範囲における任意の温度とするとき、
350℃から300℃までの温度域の滞留時間:50秒以下、300℃未満からT1温度(℃)までの温度域の滞留時間:1000秒以下の条件で滞留する焼鈍工程を施す高強度鋼板の製造方法。 - 請求項1〜3のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延工程を施し、次いで前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に冷間圧延工程を施し、
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、焼鈍温度:AC1点以上AC3点以下で30秒以上保持し、
該焼鈍温度から350℃までの平均冷却速度:5℃/秒以上、冷却停止温度:350℃以下の条件で冷却し、
その後、T1温度(℃)を200〜250℃の温度範囲における任意の温度とするとき、
350℃から300℃までの温度域の滞留時間:50秒以下、300℃未満からT1温度(℃)までの温度域の滞留時間:1000秒以下の条件で滞留する焼鈍工程を施す高強度鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍工程後に、めっき処理を施す請求項5または6に記載の高強度鋼板の製造方法。
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