WO2008072600A1

WO2008072600A1 - 高強度薄鋼板

Info

Publication number: WO2008072600A1
Application number: PCT/JP2007/073791
Authority: WO
Inventors: Muneaki Ikeda; Kouji Kasuya; Yoichi Mukai; Fumio Yuse; Junichiro Kinugasa
Original assignee: Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Priority date: 2006-12-11
Filing date: 2007-12-10
Publication date: 2008-06-19
Also published as: EP2105514A1; CN101541992B; KR101126827B1; KR20090089391A; JP2008169475A; JP4164537B2; US20100080728A1; CN101541992A; US8673093B2; EP2105514A4

Abstract

　本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂ、およびＮを含有する薄鋼板であって、該薄鋼板は、下記式で算出されるＺ値が２．０～６．０で、全組織に対する面積率で、残留オーステナイトが１％以上、ベイニティックフェライトおよびマルテンサイトが合計で８０％以上であると共に、上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比が５以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。Ｚ値＝９×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋３×［Ｍｏ］＋４９０×［Ｂ］＋７×［Ｍｏ］／｛１００×（［Ｂ］＋０．００１）｝　これにより引張強度が９８０ＭＰａ以上で、耐水素脆化特性が高められた高強度薄鋼板を提供できる。また、本発明によれば、上記高強度薄鋼板を生産性良く製造することが可能な冷延用の熱延鋼板であって、冷延性が改善された熱延鋼板を提供できる。

Description

明細書

高強度薄鋼板

技術分野

[0001] 本発明は、耐水素脆化特性に優れた高強度薄鋼板に関するものであり、特に、引張強度が 980MPa以上の鋼板で問題となる置き割れや遅れ破壊といった水素脆化に起因する破壊が抑制された高強度薄鋼板に関するものである。

背景技術

[0002] 自動車等を構成する高強度部品をプレス成形加工や曲げ加工して得るにあたり、該加工に供される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが求められている。近年では、自動車を軽量化して低燃費を実現するために、自動車の素材として用いられて!/、る鋼板の強度を高め、板厚を一層薄くして軽量化することが望まれて!/、る。また、自動車の衝突安全性を向上させるために、ビラ一等の自動車用構造部品には更なる高強度化が求められており、引張強度で 980MPa以上の高強度薄鋼板の適用が検討されている。

[0003] 高強度と延性を兼ね備えた鋼板として、 TRIP (Transformation Induced Plas ticity;変態誘起塑性)鋼板が注目されている。 TRIP鋼板は、鋼中にオーステナイト組織が残留しており、マルテンサイト変態開始温度（Ms点）以上の温度で加工変形させると、応力によって残留オーステナイト (残留 γ )がマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる鋼板である。その種類として幾つか挙げられ、例えば、

( 1 )ポリゴナルフェライトを母相とし、残留オーステナイトを含む TRIP型複合組織鋼 ( TPF鋼）、

(2)焼戻マルテンサイトを母相とし、残留オーステナイトを含む TRIP型焼戻マルテンサイト鋼（TAM鋼）、

(3)べィニティックフェライトを母相とし、残留オーステナイトを含む TRIP型べイナイト鋼（TBF鋼）、

等が知られている。

[0004] このうち TBF鋼は古くから知られており、硬質のべィニティックフェライトによって高強度が得られ易ぐまたラス状のべィニティックフェライトの境界に微細な残留オーステナイトが生成し易ぐこの様な組織形態が非常に優れた伸びをもたらす。更に TBF 鋼は、 1回の熱処理 (連続焼鈍工程またはメツキ工程）によって容易に製造できるという製造上のメリットもある。

[0005] ところが引張強度が 980MPa以上の高強度域では、時間が経過するに連れて水素脆化による遅れ破壊という弊害が新たに生じることが知られている。遅れ破壊は、高強度鋼において腐食環境または雰囲気から発生した水素力鋼中の転位ゃ空孔、粒界などの欠陥部へ拡散して材料を脆化させ、この状態で応力が付与されることによって破壊を生じる現象である。遅れ破壊によって、金属材料の延性ゃ靭性が低化する等の弊害がもたらされる。

[0006] そこで本発明者らは、 TRIP鋼板の特徴である優れた延性を損なうことなぐ高強度で、し力、も耐水素脆化特性を改善した TRIP型の超高強度薄鋼板を特開 2006— 20 7016号公報、特開 2006— 207017号公報、特開 2006— 207018号公報に提案した。ここでは、主に耐水素脆化特性を向上させるため、 Moをより好ましくは 0.1%以上添加した Mo添加鋼を使用して!/、る。

発明の開示

[0007] 本発明は、このような状況に基づいて成されたものであり、その目的は、引張強度力 S980MPa以上で、耐水素脆化特性が高められた高強度薄鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、上記高強度薄鋼板を生産性良く製造することが可能な冷延用の熱延鋼板であって、冷延性が改善された熱延鋼板を提供することにあ

[0008] 上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度薄鋼板は、質量％で、 C:0.

10—0.25%、Si:0.5〜3%、Mn:l.0—3.2%、P:0.1%以下、 S:0.05%以下、 A1:0.01—0.1%、Μο:0.02%以下、 Ti:0.005—0. 1%、B:0.0002—0 .0030%、 N:0.01%以下を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる薄鋼板であり、該薄鋼板は、下記（1)式で算出される Z値が 2.0〜6.0で、全組織に対する面積率で、残留オーステナイトが 1%以上、べィニティックフェライトおよびマルテンサイトが合計で 80%以上であると共に、上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸/短軸）が 5以上であり、引張強度が 980MPa以上である点に要旨を有する。式中、 [ ]は、薄鋼板中に含まれる各元素の含有量 (質量％)を示している。

Z値 =9X [C] + [Mn] + 3X [Mo]+490X [B] + 7X [Mo]/{100X ([B]+0. 001)} …ひ）

[0009] また、上記課題を解決することのできた本発明に係る冷延用熱延鋼板は、質量％で、 C:0.10—0.25%、 Si:0.5—3%, Mn:l.0—3.2%、 P:0.1%以下、 S:0 .05%以下、 A1:0.01—0.1%、Μο:0.02%以下、 Ti:0.005—0.1%、B:0.0 002〜0.0030%、 N:0.01%以下を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる冷延用熱延鋼板であり、該熱延鋼板は、下記（1)式で算出される Z値が 2.0〜6. 0で、引張強度が 900MPa以下である点に要旨を有する。式中、 [ ]は、熱延鋼板中に含まれる各元素の含有量 (質量％)を示して!/、る。

Z値 =9X [C] + [Mn] + 3X [Mo]+490X [B] + 7X [Mo]/{100X ([B]+0. 001)} …ひ）

[0010] 上記高強度薄鋼板および上記冷延用熱延鋼板は、更に、他の元素として、（a)Nb

:0.005—0.1%、 V:0.01—0.5%、および Cr:0.01—0.5%よりなる群力、ら選ばれる少なくとも 1種の元素、（b)Cu:0.01〜； 1%と Ni:0.01〜； 1%の少なくとも一方の元素、 (c)W:0.01— 1%, (d)Ca:0.0005—0.005%、Mg:0.0005—0. 005%、および REM: 0.0005—0.005%よりなる群力、ら選ば、れる少ヽなくとも 1種の元素、等を含有してもよい。

[0011] 本発明の冷延用熱延鋼板は、上記成分組成を満足するスラブを熱間圧延し、 550 〜800°Cで巻き取ることで製造できる。

[0012] 本発明によれば、熱延鋼板の成分組成が適切に制御されて!/、るため、熱延鋼板の引張強度を 900MPa以下に抑えることができ、冷延性を改善できる。そのためこの熱延鋼板を冷延した後、適切な熱処理を施せば、生産性よく TRIP型の高強度薄鋼板 (高強度薄冷延鋼板)を製造できる。本発明の高強度薄鋼板は、引張強度を 980M Pa以上に高めることができると共に、外部から侵入する水素を無害化して耐水素脆化特性も改善できる。

図面の簡単な説明 [0013] [図 1]耐水素脆化特性の評価方法を説明するための図であり、 (a)は試験片の概略図、（b)は評価中の試験片の形状を示す図である。

発明を実施するための最良の形態

[0014] 本発明者らは、上記特開 2006— 207016号公報の技術を提案した後も引き続き当該超高強度薄鋼板の強度と耐水素脆化特性をできるだけ低下させずに、生産性を高めるために鋭意検討を重ねてきた。その結果、（l ) Moを 0. 02%以下に抑えた Mo非添加鋼を用い、且つ Moと Bとのバランスで表される Z値を適切に調整してやれば、従来は引張強度が 900MPaを超えていた熱延鋼板の引張強度を 900MPa以下に低減でき、冷延性を改善できること、（2)この熱延鋼板を冷間圧延して得られた冷延鋼板に、特開 2006— 207016号公報で開示した条件で熱処理すれば、引張強度を 980MPa以上に高めることができ、高強度化を実現できること、（3)また、熱処理して得られた高強度薄鋼板は、特開 2006— 207016号公報で提案した超高強度薄鋼板と同レベルの耐水素脆化特性を達成できること、を見出し、本発明を完成した。以下、本発明について詳細に説明する。

[0015] まず、本発明の高強度薄鋼板を得るのに好適な冷延用熱延鋼板について説明する。本明細書において、高強度薄鋼板と冷延用熱延鋼板とは、最終製品と中間体との関係にある。以下、高強度薄鋼板と冷延用熱延鋼板をまとめて単に鋼板とよぶこと力 ^sある。

[0016] 本発明の熱延鋼板は、主に冷延性を高めるために、成分組成が制御されているところに特 ί毁カぁり、 Moを 0. 02⁰/₀以下に低減する一方で、 Bを 0. 0002—0. 0030 %の範囲で含有させると共に、 Mo、 B、 Cおよび Mnの含有量から下記（1)式で算出される Z値を 2. 0〜6. 0の範囲に調整することが重要である。なお、本明細書では、説明の便宜上、 Moを 0. 02%以下（0%を含む）に低減した鋼を特に Mo非添加鋼とよふ。

Z値 = 9 X [C] + [Mn] + 3 X [Mo] + 490 X [B] + 7 X [Mo] /{ 100 X ( [B] + 0. 001) } …ひ）

[0017] 上記（1)式で表される Z値は、主に熱延鋼板の冷延性を高めると共に、当該熱延鋼板を用いて得られる薄鋼板の強度を確保するために定められたパラメータである。詳細には、 Z値を 2· 0〜6· 0の範囲に調整すると、熱延鋼板の引張強度を 900MPa以下に抑えることができ、生産性良く冷間圧延できる一方で、得られた冷延鋼板に適切な熱処理を施すと、充分に焼入れされて 980MPa以上の引張強度を備えた高強度薄鋼板が得られる。そして Z値の上限は熱延鋼板の冷延性、 Z値の下限は薄鋼板の強度の観点から定めている。

[0018] 上記 Z値は、焼入れ性に寄与する元素（C、 Mn、 Mo、 B)のバランスを示しており、種々の実験を繰返して得られた数値である。特に、上記（1)式中、 9 X [C]、 [Mn]、 3 X [Mo]、 490 X [B]は、各元素が薄鋼板の強度に影響を及ぼす度合い（寄与度）を示している。一方、上記（1)式中、 7 X [Mo]/{ 100 X ( [B] + 0. 001) }は、薄鋼板の高強度化に寄与する反面、熱延鋼板の強度も高めて冷延性を阻害する作用を有する Moと、 Moと較べると熱延鋼板の強度上昇を抑えて冷延性を阻害することなく薄鋼板の強度を高める作用を有する Bとのバランスに基づいて規定されたものである

〇

[0019] 上記 Z値が 6. 0を超えると、焼入れ性向上元素のバランスが悪くなつて、熱延鋼板の強度が高くなり過ぎ、冷延性が低下する。従って Z値が 6. 0以下となるように各元素の含有量を調整する。好ましくは 5. 9以下、より好ましくは 5. 8以下とする。冷延性の観点のみからすれば、 Z値はできるだけ小さい方がよいが、 Z値が 2. 0未満では、焼入れ性が不充分となり、薄鋼板としての強度を確保できない。従って Z値が 2. 0以上となるように各元素の含有量を調整する。好ましくは 3. 0以上、より好ましくは 4. 0 以上である。

[0020] 次に、 Z値を構成する各元素について説明する。 Moは、焼入れ性向上元素であり、 Moを含有させることで、 Moが微細炭化物として析出し、析出強化による薄鋼板の高強度化に寄与する。また、析出した炭化物が水素トラップサイトとして働くことで、水素脆化による遅れ破壊を抑制する効果も発揮する。上記特開 2006— 207016号公報では、このような Moによる高強度化作用および耐水素脆化特性の改善を狙って Moを積極的に添加している。

[0021] ところが Moを多く含有する Mo添加鋼を用いると、熱間圧延時に硬質相（例えば、ベイナイトやマルテンサイト）が生成し、熱延鋼板の強度が著しく高くなり、熱間圧延後に冷間圧延するときの冷延性を劣化させることが、その後の発明者らの検討によつて判明した。そこで Mo添加鋼を用いた超高強度薄鋼板の冷延性を改善するには、 Moを極力添加しないようにすれば良い。しかし前述したように Moは焼入れ性向上元素として有用であり、単に Moの添加をゼロにすると、焼入れ性が悪くなり、最終的に得られる薄鋼板に必要な強度を充分には確保できなくなる。そのため Mo添加鋼を用いて超高強度薄鋼板を製造するにあたっては、冷延性を改善するために、例えば、熱間圧延後に焼き戻しを行ない、ベイナイト中の転位密度を低下させ、またマルテンサイトから軟質なフェライトとセメンタイトの混合組織へ変化させるなどして冷延性を改善するなどの方法がとられており、熱延後、冷延前の焼戻し処理が必要になるといつた生産性の低下を招いて!/、た。

[0022] そこで本発明では、主に熱延鋼板の冷延性を高める一方で、最終的に得られる薄鋼板の高強度を確保するという観点から、 Moの代替元素として、 Bを所定量含有することにした。 Bは、パーライト変態を Moに比べて促進させる効果を有することが今回新たに判明した。従来の Mo添加鋼では、熱延巻取り後の冷却過程でパーライト変態が完了せずに、マルテンサイトが生成して高強度化する力 Moの代わりに Bを含有させることでパーライト変態が促進され、マルテンサイトの生成を抑制することができる。これによりフェライトとパーライトを主体とする組織とすることができ、熱延鋼板の強度上昇を抑えることが可能となる。

[0023] 更に、本発明では、上記のように Moの減少に伴って耐水素脆化特性が低下することも懸念されたが、 Bを所定量含有させることで、耐水素脆化特性も向上できることが判明した。耐水素脆化特性を向上できる機構については不明である力 Bはオーステナイト中への溶解度が小さいためにオーステナイト粒界に偏析し、粒界同士の結合力を高めることによって水素脆化が起こり難くなつているものと推定される。

[0024] Moの含有量は、 0. 02%以下とする。好ましくは 0. 015%以下、より好ましくは 0.

01 %以下である。 Moはできるだけ少ないのがよぐ最も好ましくは 0%である。

[0025] 一方、 Bの含有量は、 0. 0002—0. 0030%とする。 Bが 0· 0002%未満では、充分に焼入れできず、薄鋼板としたときの強度が不足する。従って Bは 0. 0002%以上、好ましくは 0. 0005%以上である。しカゝし Bが過剰に含まれていると熱間加工性が劣化する。また、粒界に硼炭化物が析出し、粒界脆化を生じることによって、薄鋼板としたときの所望の耐水素脆化特性が得られない。従って Bは 0. 0030%以下、好ましくは 0. 0025%以下とする。

[0026] B添加による冷延性向上作用を有効に発揮させるには、鋼中の Nを低減して BNを極力生成させないようにする。従って Nは 0. 01 %以下とする。更に、 BNの生成をできるだけ抑えるために、本発明では、 Bよりも Nとの親和性の高い Tiを 0. 005-0. 1

%の範囲で含有させて鋼中の Nを TiNとしてトラップする。

[0027] Nは、好ましくは 0. 008%以下、より好ましくは 0· 005%以下とする。 Nは、できるだけ少なレ、方が良レ、が、 0%に低減することは現実的ではな!/、ため、 0%は含まな!/、

〇

[0028] Tiは、 Nをトラップするのに作用するほか、後述する Cuや Niと同様に、保護性さびの生成を促進する元素である。保護性さびは、特に塩化物環境下で生成して耐食性 (結果として耐水素脆化特性）に悪影響を及ぼす 0 FeOOHの生成を抑制する。従って Tiiま、 0. 005⁰/₀以上、好ましく (ま 0. 01⁰/₀以上、より好ましく (ま 0. 03⁰/₀以上である。しかし Tiを過剰に添加すると、 Tiの炭化物や窒化物、或いは炭窒化物の析出が多くなり、加工性や耐水素脆化特性の劣化を招く。従って Tiの上限は 0. 1 %とする。好ましくは 0. 08%以下である。

[0029] 本発明の鋼板は、 C, Mn, Moおよび Bの含有量のバランスが上記（1)式を満足するように調整することが重要である力 S、 Cと Mnの含有量は次の通りである。

[0030] [C : 0. 10—0. 25%]

cは、薄鋼板としたときの強度を確保する元素である。即ち、焼入れ性を向上させて 980MPa以上の高強度を確保するのに必要な元素である。また、オーステナイト相中に充分な Cを含有させて、室温でも所望のオーステナイト相を残留させる点でも重要な元素である。オーステナイトが残留することで、強度-延性バランスが良好になる。また、ラス状の安定した残留オーステナイト (詳細は後述する）は水素トラップサイトとして働き、耐水素脆化特性を向上させる。このような観点から本発明では Cを 0. 10 %以上含有させる。好ましくは 0. 12%以上、より好ましくは 0. 15%以上である。しかし過剰に含有すると、強度が高くなりすぎて水素脆性を起こし易くなる。また、溶接性も劣化する。従って、 Cの上限は 0. 25%とする。好ましくは 0. 23%以下、より好ましくは 0. 20%以下である。

[0031] [Μη : 1. 0〜3· 2%]

Mnは、オーステナイトを安定化させるのに作用する元素であり、オーステナイト量を確保ために必要な元素である。また、 Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、高強度化にも作用する。このような作用を発揮させるには、 Mnを 1. 0%以上含有させる。好ましくは 1. 2%以上、より好ましくは 1. 5%以上である。しかし過剰に含有すると、偏析が顕著となり、また Pの粒界偏析を助長し、粒界脆化によって耐水素脆化特性が劣化する。従って Mnの上限は 3. 2%とする。好ましくは 3. 0%以下、より好ましくは 2. 8%以下である。

[0032] 本発明の鋼板は、上記元素以外に、基本成分として、 Siと A1を含有すると共に、 P と Sが下記範囲内に抑えられている。

[0033] [Si : 0. 5〜3%]

Siは、固溶強化元素として作用し、薄鋼板の強度を確保するのに重要な元素である。また、 Siは、残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを抑え、所望の残留オーステナイトを得るためにも作用する元素である。このような作用を発揮させるには、 Siを 0. 5%以上含有させる。好ましくは 0. 8%以上、より好ましくは 1. 0%以上である。し力、し過剰に含有すると熱間圧延でのスケール形成が顕著になり、酸洗性が低下する。従って Siの上限は 3%とする。好ましくは 2. 8%以下、より好ましくは 2. 5 %以下である。

[0034] [A1 : 0. 01—0. 1 %]

A1は、脱酸元素として添加する。こうした作用を有効に発揮させるには、 A1を 0. 01 %以上含有させるのがよい。好ましくは 0. 02%以上、より好ましくは 0. 03%以上である。しかし A1が過剰になると、薄鋼板の靭性が劣化したり、アルミナ等の介在物が増加して加工性が劣化するため、 A1は 0. 1 %以下とする。好ましくは 0. 08%以下、より好ましくは 0. 05%以下である。

[0035] [Ρ : 0· 1 %以下]

Ρは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため、低い方が望ましぐその上限を 0· 1 %とする。好ましくは 0. 05%以下、より好ましくは 0. 01 %以下である。

[0036] [S : 0. 05%以下]

sは、腐食環境下で薄鋼板の水素吸収を助長する元素である。また、薄鋼板中に

MnS等の硫化物を形成し、この硫化物が水素脆化による割れの起点になるため、 S は低い方が望ましい。従って Sは 0. 05%以下とする。好ましくは 0. 03%以下、より好ましくは 0. 01 %以下である。

[0037] 本発明の鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄であるが

、原料や資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が含まれることは許容できる。

[0038] また、本発明の鋼板には、上記成分の他に、（a) Nb、 V、および Crよりなる群から選ばれる少なくとも 1種の元素、（b) Cuと Niの少なくとも一方の元素、（c)W、 (d) Ca 、 Mg、および REMよりなる群から選ばれる少なくとも 1種の元素を、下記の範囲で積極的に含有させてもよい。

[0039] [ (a) Nb : 0. 005—0. 1 %、 V: 0. 01—0. 5%、および Cr : 0. 01—0. 5%よりなる群から選ばれる少なくとも 1種]

Nb, V, Crは、いずれも薄鋼板の強度上昇に非常に有効に作用する元素である。特に Nbは、薄鋼板の強度を上昇させる他、組織の細粒化による靭性向上にも有効に作用する元素である。このような効果を有効に発揮させるには、 Nbを 0. 005%以上含有させることが推奨される。より好ましくは 0. 01 %以上、更に好ましくは 0. 02% 以上である。但し、 Nbを過剰に含有させても、これらの効果が飽和して経済的に無駄である。また、粗大な析出物を形成し、脆化が起こる。従って Nbは 0. 1 %以下に抑える。好ましくは 0. 09%以下、より好ましくは 0. 08%以下である。

[0040] Vは、薄鋼板の強度を上昇させる他、組織の細粒化による靭性向上にも有効に作用する元素である。また、 Vの炭化物や窒化物、或いは炭窒化物が、水素トラップサイトとして作用し、耐水素脆化特性を向上させるのにも作用する。このような効果を有効に発揮させるには、 Vを 0. 01 %以上含有させることが推奨される。より好ましくは 0 . 05%以上、更に好ましくは 0. 1 %以上である。但し、 Vを過剰に含有させると、 Vの炭化物や窒化物、或いは炭窒化物が過剰に析出することによって、脆化を引き起こし、加工性および耐水素脆化特性を劣化させる。従って Vは 0. 5%以下に抑える。好ましくは 0. 4%以下、より好ましくは 0. 3%以下である。

[0041] Crは、薄鋼板の強度を上昇させる他、水素の侵入を抑制するのにも作用する。また、 Crを含有する析出物（例えば、 Crの炭化物や炭窒化物）は、水素トラップサイトとして作用し、耐水素脆化特性を向上させるのにも作用する。このような効果を有効に発揮させるには、 Crを 0. 01 %以上含有させることが推奨される。より好ましくは 0. 05 %以上、更に好ましくは 0. 1 %以上である。但し、 Crを過剰に含有すると、延性や加ェ性が低下する。従って Crは 0. 5%以下に抑える。好ましくは 0. 4%以下、より好ましくは 0. 3%以下である。

[0042] [ (b) Cu : 0. 01〜； 1 %と Ni : 0. 01〜； 1 %の少なくとも一方]

Cuと Niは、水素脆化の原因となる水素の発生を抑制すると共に、発生した水素の薄鋼板への侵入を抑制し、耐水素脆化特性を向上させるのに作用する元素である。

Cuと Niは、薄鋼板自体の耐食性を向上させて、薄鋼板の腐食による水素発生を抑制する。また Cuと Niは、大気中で生成する鯖の中でも熱力学的に安定で保護性があると!/、われて!/、る酸化鉄（ a -FeOOH)が生成するのを促進させる効果も有しており、さびの生成促進を図ることで、発生した水素の薄鋼板への侵入を抑制でき、過酷な腐食環境下において耐水素脆化特性を高めることができる。

[0043] こうした効果を有効に発揮させるには、 Cuは 0. 01 %以上、好ましくは 0. 1 %以上、より好ましくは 0. 15%以上、更に好ましくは 0· 2%以上含有するのがよい。 Niは 0 . 01 %以上、好ましくは 0. 1 %以上、より好ましくは 0. 15%以上含有するのがよい。し力、し過剰に含有させると、加工性の劣化を招く。従って Cuは 1 %以下、好ましくは 0 . 8%以下、より好ましくは 0. 5%以下とする。 Niは 1 %以下、好ましくは 0. 8%以下、より好ましくは 0. 5%以下とする。 Cuと Niは、夫々単独で含有させてもよいが、 Cuと Niを併用することにより上記効果が発現されやすい。

[0044] [ (c)W : 0. 01〜； !％]

Wは、薄鋼板の強度上昇に有効に作用する元素である。また、 Wを含む析出物は水素トラップサイトとして作用するため、耐水素脆化特性も向上させる。こうした効果を有効に発揮させるには、 Wは 0. 01 %以上、好ましくは 0. 1 %以上、より好ましくは 0. 15%以上含有するのがよい。しかし過剰に含有すると、延性や加工性が低下する。従って Wは 1 %以下とする。好ましくは 0. 8%以下、より好ましくは 0. 5%以下とする

〇

[0045] [ (d) Ca : 0. 0005—0. 005%、 Mg : 0. 0005—0. 005%、および REM : 0. 000

5〜0· 005%よりなる群から選ばれる少なくとも 1種]

Ca、 Mg、 REM (希土類元素）は、薄鋼板の表面が腐食して界面雰囲気の水素ィオン濃度が上昇するのを抑制し（即ち、 pHの低下を抑制し）、薄鋼板の耐食性を高めるのに作用する元素である。また、薄鋼板中の硫化物の形態を制御して加工性を高めるのにも作用する。こうした効果を有効に発揮させるには、 Ca、 Mg、 REMのいずれの場合も 0. 0005%以上、好ましくは 0. 001 %以上含有させることが好ましい。しかし過剰に含有すると加工性が劣化するため、 Ca、 Mg、 REMのいずれの場合も 0. 005%以下、好ましくは 0. 004%以下に抑えるのがよい。

[0046] 上記成分組成を満足する本発明の冷延用熱延鋼板は、焼入れ性向上元素をバランスよく含有しているため、該熱延鋼板の組織は、フェライトとパーライトを主体とした組織となる。その結果、熱延強度が 900MPa以下に抑えられ、良好な冷延性を得ること力 Sできる。その一方で、冷延後に後述する熱処理を施すことで、 Bの焼入れ性が発揮され、引張強度が 980MPa以上の薄鋼板が得られる。

[0047] 本発明の薄鋼板は、全組織に対する面積率で、 (i)ペイユティックフェライト (BF)およびマルテンサイト（M)が合計で 80%以上で、（ii)残留オーステナイト (残留 γ )が 1 %以上であると共に、（iii)上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸/短軸）力以上である。以下、本発明で各組織を規定した理由について詳述する。

[0048] (i)本発明では、上述した通り、薄鋼板の組織をべィニティックフェライトとマルテンサイトの二相組織（以下、 BF— M組織ということがある）とする。特に、べィニティックフェライトが主体の二相組織とする。 BF— M組織は硬質で、高強度が得られ易い。また、 BF— M組織は、母相の転位密度が高ぐこの転位上に水素が多数トラップされる結果、例えば、ポリゴナルフェライトを母相とするような TRIP鋼に比べて多量の水素を吸蔵できるという利点がある。更に、ラス状のべィニティックフェライトの境界に、本発明で規定するラス状の残留オーステナイトが生成し易ぐ非常に優れた伸びが [0049] この様な作用を有効に発揮させるには、全組織に対する面積率で、べィニティックフェライトとマルテンサイトを合計で 80%以上、好ましくは 85%以上、より好ましくは 9 0%以上とする。べィニティックフェライトとマルテンサイトの上限は、他の組織 (例えば、残留オーステナイト）とのバランスによって決定され、後述する残留オーステナイト以外の組織 (例えば、フェライト等）を含有しない場合は、その上限が 99%に制御される

[0050] 本発明でいうべィニティックフェライトとは、板状のフェライトであって、転位密度が高い下部組織を意味している。なお、べィニティックフェライトと、転位がないか、または極めて少ない下部組織を有するポリゴナルフェライトとは、 SEM観察によって明瞭に区別される。即ち、べィニティックフェライトは、 SEM写真では濃灰色を示す力ポリゴナルフェライトは、 SEM写真では黒色で塊状に写る。

[0051] BF— M組織の面積率は次の様にして求める。即ち、薄鋼板をナイタールで腐食し、板厚の 1/4の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域（約 50 X 50 m 、測定間隔は 0· l ^u m)を、 EBSP (Electron Back Scatter diffraction Patt em)検出器を備えた高分解能型 FE— SEM (Field Emission type Scanning Electron Microscope ; Philips社製、 XL30S— FEG)で観察することにより算出される。

[0052] SEM写真では、 BF— M組織と残留オーステナイトとを分離区別できない場合もある力上記方法によれば、 SEM観察した領域をその場で同時に、 EBSP検出器によつて解析することができ、 BF— M組織と残留オーステナイトとを分離区別できるというメリットがある。観察倍率は、 1500倍とすればよい。

[0053] ここで EBSP法について簡単に説明すると、 EBSPは、試料表面に電子線を入射させ、このときに発生する反射電子から得られた菊池パターンを解析することにより、電子線入射位置の結晶方位を決定するものであり、電子線を試料表面に 2次元で走査させ、所定のピッチごとに結晶方位を測定すれば、試料表面の方位分布を測定できる。この EBSP観察によれば、通常の顕微鏡観察では同一と判断される組織であつて、結晶方位差の異なる板厚方向の組織を、色調差によって識別できるという利点がある。

[0054] (ii)残留オーステナイトは、全伸びの向上に有用であるのみならず、耐水素脆化特性の向上にも大きく寄与する。本発明の薄鋼板では、残留オーステナイトを 1 %以上存在させる。好ましくは 3%以上、より好ましくは 5%以上である。但し、残留オーステナイトが多量に存在すると、所望の高強度を確保できなくなるため、その上限を 15% (より好ましくは 10%)とすることが推奨される。

[0055] (iii)残留オーステナイトをラス状とすれば、水素トラップ能力が炭化物よりも圧倒的に大きくなり、特にその形状が平均軸比（長軸/短軸）で 5以上の場合に、いわゆる大気腐食で侵入する水素を実質無害化して、耐水素脆化特性を顕著に向上できる。残留オーステナイトの平均軸比は、好ましくは 10以上、更に好ましくは 15以上である。一方、上記平均軸比の上限は、耐水素脆化特性を高める観点から特に規定されないが、 TRIP効果を有効に発揮させるには残留オーステナイトの厚さが或る程度必要であり、この点を考慮すれば、その上限を 30とするのが好ましぐより好ましくは 20以下である。

[0056] 残留オーステナイトは、上述した EBSP検出器を備えた高分解能型 FE— SEMを用い、 fee相（面心立方格子）として観察される領域を意味する。 EBSPによる測定の一具体例について説明する。測定対象は、上記べィニティックフェライトおよびマルテンサイトの観察を行なったのと同じ測定領域、即ち、板厚の 1/4の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域（約 50 X 50 m、測定間隔は 0· l ^ m)とする。但し、当該測定面まで研磨する際には、機械研磨による残留オーステナイトの変態を防ぐため、電解研磨を行うのがよい。次に、 EBSP検出器を備えた高分解能型 FE — SEMを用い、 SEMの鏡筒内にセットした試料に電子線を照射する。スクリーン上に投影される EBSP画像を高感度カメラ（Dage— MTI Inc.製、 VE— 1000— SIT )で撮影し、コンピューターに画像として取込む。そしてコンピューターで画像解析を行い、既知の結晶系 [残留オーステナイトの場合は fee相（面心立方格子）]を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって決定した fee相をカラーマップする。この様にしてマッピングされた領域の面積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率と定める。なお、本発明では、上記解析に係るハードウェア及びソフトとして、 Te xSEM Laboratories Inc.の OIM (Orientation Imaging Microscopy™) / ステムを用いた。

[0057] また残留オーステナイト結晶粒の平均軸比の測定は、 TEM (Transmission Elec tron Microscope)で、倍率 1. 5万倍で観察し、任意に選択した 3視野（1視野は、 8 m X 8 m)において、存在する残留オーステナイト結晶粒の長軸と短軸を測定し軸比 (長軸/短軸）を求め、その平均値を算出して平均軸比とした。

[0058] 本発明の薄鋼板は、べィニティックフェライト、マルテンサイト、および残留オーステナイトの混合組織で構成されて!/、ても良レ、が、本発明の作用を損なわな!/、範囲で、他の組織 (代表的には、フェライトやパーライト）を有していても良い。ここでいうフェライトとは、ポリゴナルフェライトを意味する。即ち、転位密度がないか、或いは転位が極めて少な!/ヽフェライトを意味する。

[0059] フェライトやパーライトは、本発明の製造過程で必然的に残存し得る組織である。これらの組織は、少なければ少ない程好ましぐ本発明では 9%以下に抑えることが好ましい。より好ましくは 5%未満、更に好ましくは 3%未満である。

[0060] 本発明の薄鋼板は、前述した成分組成を満足するスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得た後、冷間圧延して冷延鋼板を得て、次いでこの冷延鋼板を熱処理することで製造できる。

[0061] 冷延性に優れた熱延鋼板を得るには、熱延工程において、巻き取り温度を 550〜

800°Cとする。これにより熱延鋼板の組織は、フェライトとパーライトを主体とした組織となり、熱延鋼板の強度が 900MPa以下に抑えられ、冷延し易くなる。巻き取り温度力 S550°C未満では、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が生成し、強度が高くなり、冷延性を改善できない。従って巻き取り温度は 550°C以上、好ましくは 600°C 以上である。なお、巻き取り温度の上限は特に限定されないが、設備の制約上 800 °Cとする。巻き取り温度は好ましくは 750°C以下、より好ましくは 700°C以下とする。

[0062] 巻き取る前の熱間圧延条件については、巻き取り温度を上記範囲に調整できれば特に限定されず、例えば、铸造して得られたスラブを、铸造まま、或いは 1150〜130 0°C程度に加熱し、仕上げ温度を 850〜950°Cとして熱間圧延し、次いで上記巻き取り温度まで 0. ；!〜 1000°C/秒の冷却速度で冷却すればよい。 [0063] 本発明によれば、成分組成を調整したスラブを熱延し、これを所定の温度で巻き取つているため、熱延鋼板の強度を 900MPa以下に抑えることができる。そのため本発明の熱延鋼板は、熱間圧延後、焼戻し (調質処理)することなく冷間圧延できる非調質材として有用であり、生産性を向上させることができる。

[0064] 熱間圧延後の冷間圧延条件は、特に限定されず、常法に従って熱延鋼板を冷延すればよい。冷延率は;!〜 70%とすることが推奨される。冷延率 70%を超える冷間圧延は、圧延荷重が増大して圧延が困難となるからである。

[0065] 冷間圧延後の熱処理条件は、前述した成分組成を満足する冷延鋼板を A 点〜（

A 点 + 50°C)の温度 (T1)で 10〜； 1800秒間（tl)保持後、 3°C/秒以上の平均冷却速度で（Ms点 100°C)〜Bs点の温度（T2)まで冷却し、該温度域で 60〜； 1800 秒間 (t2)保持することが推奨される。

[0066] 上記 T1が（A 点 + 50°C)の温度を超える力、、 tlが 1800秒を超えると、オーステナイトの粒成長を招き、加工性 (伸びフランジ性）が悪化するので好ましくない。従って t 1は 1800秒以下、好ましくは 600秒以下、より好ましくは 400秒以下である。

[0067] 一方、上記 T1が A 点の温度より低くなると、所定のべィニティックフェライトおよびマルテンサイト組織が得られない。また、上記 tlが 10秒未満では、オーステナイト化が充分行われず、 Feの炭化物（セメンタイト）やその他の合金の炭化物が残存してしまうので好ましくない。従って tlは 10秒以上、好ましくは 30秒以上、より好ましくは 60 秒以上である。

[0068] A 点は、「レスリー鉄鋼材料学」の 273頁に記載されている次に示す計算式から算出できる。

A = 910— 203 X [C]^{0 5}— 15. 2 X [Ni] +44. 7 X [Si] + 104 X [V] + 31. 5 X [

Mo] + 13. I X [W] - 30 X [Mn] - l l X [Cr] - 20 X [Cu] + 700 X [P] +400 X [A1] +400 X [Ti]

[0069] 次いで上記冷延鋼板を 3°C/秒以上の平均冷却速度で冷却することで、パーライト変態領域を避けてパーライト組織の生成を防止できる。この平均冷却速度は大きレ、程よぐ好ましくは 5°C/秒以上、より好ましくは 10°C/秒以上とすることが推奨される

〇 [0070] 冷却到達温度は、（Ms点— 100°C)〜Bs点の温度（T2)とし、この温度域で 60〜1 800秒間（t2)保持して恒温変態させることで所定の組織にできる。 T2 (保持温度）が Bs点の温度を超えると、本発明にとって好ましくないパーライトが多量に生成し、べィ二ティックフェライトおよびマルテンサイト組織を充分に確保できない。一方、 T2が（ Ms点 100°C)の温度を下回ると残留オーステナイトが減少するので好ましくない。

[0071] Ms点は、次に示す計算式から算出できる。

Ms = 561-474X [C]-33X [Mn]-17X [Ni]-17X [Cr]-21X [Mo]

[0072] Bs点は次に示す計算式から算出できる。

Bs = 830-270X [C]-90X [Mn]-37X [Ni]-70X [Cr]-83X [Mo]

[0073] また、 t2 (保持時間）が 1800秒を超えるとべィニティックフェライトの転位密度が小さくなり水素のトラップ量が少なくなる他、所定の残留オーステナイトが得られない。従つて上記 t2は 1800秒以下、好ましくは 1200秒以下、より好ましくは 600秒以下とす

[0074] 一方、上記 t2が 60秒未満でも、所定のべィニティックフェライトおよびマルテンサイト組織が得られない。従って上記 t2は好ましくは 60秒以上、好ましくは 90秒以上、より好ましくは 120秒以上とする。

[0075] 保持後の冷却方法につ!/、ては特に限定されず、空冷、急冷、気水冷却等を行なうこと力 Sでさる。

[0076] 実操業を考慮すると、上記熱処理 (焼鈍処理）は、連続焼鈍設備またはバッチ式焼鈍設備を用いて行うのが簡便である。また冷延鋼板にメツキを施して溶融亜鉛メツキとする場合には、メツキ条件が上記熱処理条件を満足するように設定し、該メッキエ程で上記熱処理を兼ねて行ってもよ!/、。

[0077] 本発明は、板厚が 5mm以下の薄鋼板を対象とするものである力 S、製品形態は特に限定されず、熱間圧延、冷間圧延、および熱処理 (焼鈍処理)を経て得られた薄鋼板について、化成処理を施したり、溶融メツキ、電気メツキ、蒸着等によるメツキや、各種塗装、塗装下地処理、有機皮膜処理等を施してもよい。

[0078] 上記メツキの種類としては、一般的な亜鉛メツキ、アルミメツキ等のいずれでもかまわない。またメツキの方法は、溶融メツキと電気メツキのいずれでもよぐ更にメツキ後に合金化熱処理を施してもよぐ複層メツキを施してもよい。また、非メツキ鋼板上ゃメッキ鋼板上にフィルムラミネート処理を施してもょレ、。

[0079] 上記塗装を行なう場合は、各種用途に応じてリン酸塩処理などの化成処理を施したり、電着塗装を施してもよい。塗料は公知の樹脂が使用可能であり、例えば、ェポキシ樹脂、フッ素含有樹脂、シリコンアクリル樹脂、ポリウレタン樹脂、アクリル樹脂、ポリエステル樹脂、フエノール樹脂、アルキッド樹脂、メラミン樹脂などを公知の硬化剤と共に使用することが可能である。特に耐食性の観点からはエポキシ樹脂、フッ素含有樹脂、シリコンアクリル樹脂の使用が推奨される。その他、塗料に添加される公知の添加剤、例えば着色用顔料、カップリング剤、レべリング剤、増感剤、酸化防止剤、紫外線安定剤、難燃剤などを添加してもよい。

[0080] また塗料の形態も特に限定されず、溶剤系塗料、粉体塗料、水系塗料、水分散型塗料、電着塗料など用途に応じて適宜選択することができる。上記塗料を用い、所望の被覆層を鋼材に形成させるには、デイツビング法、ロールコーター法、スプレー法、カーテンフローコーター法などの公知の方法を用いればよい。被覆層の厚みは用途に応じて公知の適切な値を採用すればよ!/、。

[0081] 本発明の薄鋼板は強度が高いため、例えば、バンパーやドアインパクトビーム、ビラ一、レインフォース、メンバー等の自動車の補強部材等の自動車用強度部品の他、シートレール等の室内部品等にも適用できる。この様に形成加工して得られる部品にお!/、ても、十分な材質特性（強度）を有しかつ優れた耐水素脆化特性を発揮する。実施例

[0082] 以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる

〇

[0083] 表 1または表 2に示した成分組成 (残部は、鉄および不可避不純物）の供試鋼 (鋼種 A〜Uと鋼種 a〜r)を真空溶製し、実験用スラブとした後、板厚 3. 2mmの熱延鋼板を得てから酸洗により表面スケールを除去し、その後 1. 2mm厚となるまで冷間圧延し、連続焼鈍した。熱延工程、冷延工程、焼鈍工程の条件は次の通りである。なお、下記表 1と表 2に、成分組成から上記の式を用いて A 点の温度、 Bs点の温度、 Ms 点の温度を夫々算出して示す。また、表 1と表 2に示した成分組成から上記（1)式を用いて算出した Z値を下記表 3と表 4に示す。

[0084] 熱延工程は、上記実験用スラブを、 1250°Cで 30分間保持した後、仕上げ温度（F DT)が 850°Cとなるように熱間圧延し、巻き取り温度（500 650°C)まで平均冷却速度 40°C/秒で冷却した。次いで、この巻き取り温度で 30分間保持した後、室温まで放冷して熱延鋼板を得た。

[0085] 得られた熱延鋼板を、冷延率 50%で冷間圧延し (冷延工程）、次!/、で、連続焼鈍した (焼鈍工程)。連続焼鈍は、温度 T1 (°C)で 120秒間 (tl)保持した後、平均冷却速度 20°C/秒で表 3または表 4に示した温度 T2 (°C)まで急速冷却（空冷）し、この温度 T2 (°C)で 240秒間 (t2)保持して行なった。温度 T2で保持後は、室温まで気水冷却して薄鋼板を得た。

[0086] このようにして得られた熱延鋼板の引張強度 (TS)と冷延性、薄鋼板の引張強度、薄鋼板の金属組織、および薄鋼板の耐水素脆化特性を下記要領で夫々調べた。

[0087] 延鋼板の弓 I張強度 (TS)と冷延性]

熱延鋼板の引張強度 (TS)は、試験片として JIS5号試験片を用い、引張試験して測定した。尚、引張試験の歪速度は lmm/秒とした。熱延鋼板の引張強度が 900 MPa以下である場合を冷延性に優れると評価し、下記表 3と表 4では〇で示した。一方、 900MPaを超える場合を冷延性に劣ると評価し、下記表 3と表 4では Xで示した

[0088] [薄鋼板の弓 I張強度 (TS) ]

薄鋼板の引張強度 (TS)も、試験片として JIS5号試験片を用い、引張試験して測定した。引張試験の歪速度も lmm/秒とした。薄鋼板の引張強度が 980MPa以上である場合を高強度 (合格)と評価し、 980MPa未満を強度不足（不合格)と評価した

[0089] [薄鋼板の金属組織]

薄鋼板の板厚 1/4の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域 (約 50 ιη Χ δΟ , ΐη,測定間隔は 0· 1 m)を対象に観察.撮影し、べィニティックフェライト（ BF)およびマルテンサイト（M)の面積率、残留オーステナイト（残留 _Ί )の面積率を前述した方法に従って測定した。任意に選択した上記サイズの 2視野にお!/、て同様に測定し、平均値を求めた。

[0090] その他の組織 (フェライトやパーライト等）の面積率は、全組織（100%)から上記組織 (BF + M +残留 γ )の占める面積率を差し引いて求めた。

[0091] 残留オーステナイト結晶粒の平均軸比は、前述の方法に従って測定し、平均軸比力以上のものを本発明の要件を満たす（〇）とし、平均軸比が 5未満のものを本発明の要件を満たさなレ、（ X )と評価した。

[0092] [薄鋼板の耐水素脆化特性]

耐水素脆化特性を測定するに当たり、各薄鋼板から 150mm X 30mmの短冊試験片を切り出して試験片とした。即ち、図 1の（a)に示すように、切り出した短冊試験片にボルトを通す穴（φ 12mm)を 2つ空け、図 1の（b)に示すように、曲げ部の Rが 15 mmとなるように曲げ加工を施した後、前記穴にボルト 1を通して締め付け、曲げ部に lOOOMPaの応力を負荷したものを試験片として用いた。なお、曲げ部の応力は、曲げ加工を施した試験片をボルト 1で締め付ける前に曲げ部に歪ゲージ 2を貼り付けた後、該曲げ部に負荷される応力が lOOOMPaになるまでボルト 1を締め込むことによつて調整した。この試験片を 5%塩酸水溶液中に浸漬して割れ発生までの時間を測定した。割れ発生までの時間が 24時間以上の薄鋼板を耐水素脆化特性に優れると評価し、 24時間未満の薄鋼板を耐水素脆化特性に劣ると評価した。

[0093] 以上の結果を表 3と表 4に併記する。

[0094] [表 1]

2]

3]

表 3と表 4から次の様に考察できる。本発明で規定する要件を満たす No. 1 , 2, 4, , 7, 9—11 , 14, 16, 17, 19—26, 35—37, 39, 40ίま、熱延ま岡板の引張虽度カ 00MPa以下で、冷延性に優れているにもかかわらず、薄鋼板の引張強度は 980 MPa以上を確保でき、しかも過酷な環境下での耐水素脆化特性にも優れて!/、る。

[0099] これ ίこ対し、 No. 3, 6, 8, 12, 13, 15, 18, 27—34, 38, 41 (ま、可れも本発明で規定する要件を満足してレ、なレ、。

[0100] No. 3, 6, 8は、 Mo量が過剰な例であり、熱延鋼板の強度が高くなつて冷延性を改善できていない。 No. 12は、 B量が過剰な例であり、粒界に硼炭化物が析出し、粒界脆化を生じることによって、耐水素脆化特性が劣化している。 No. 13は、 C量が過剰な例であり、熱延鋼板の強度が高くなつて冷延性を改善できていない。また、薄鋼板の強度が高なり過ぎて、耐水素脆化特性を充分に改善できてレ、なレ、。

[0101] No. 15は、 Si量が不足している例であり、残留オーステナイトがほとんど存在していないため、耐水素脆化特性に劣っている。 No. 18は、 Mn量が過剰な例であり、熱延鋼板の強度が高くなつて冷延性を改善できていない。また、偏析が顕著となって耐水素脆化特性が劣化している。 No. 27〜33は、 Mo量が過剰で、し力、も Bを含有しな!/、例であり、熱延鋼板の強度が高くなつて冷延性を改善できて!/、な!/、。

[0102] No. 34は、温度 T1が低いため、（α + γ )の二相域での焼鈍となり、フェライトが多く生成した。また、残留オーステナイト結晶粒の平均軸比が本発明で規定する範囲を満足していない。 No. 38は、 Z値が本発明で規定する範囲より小さくなつているため、薄鋼板としての強度を確保できていない。 No. 41は、巻き取り温度が低いため、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が生成し、熱延鋼板の強度が高くなつて冷延性を改善できていない。

産業上の利用可能性

[0103] 本発明で得られる高強度薄鋼板は、優れた耐水素脆化特性を示すため、 980MP a以上の引張強度が求められる高強度部品（例えばバンパー、インパクトビーム等の補強材ゃシートレール、ピラー、レインフォース、メンバー等の自動車部品）の素材として好適に用いることができる。

Claims

請求の範囲

質量％で、

C :0.10—0.25%、

Si:0.5—3%,

Μη:1.0〜3· 2%、

Ρ :0.1%以下、

S :0.05%以下、

A1:0.01—0.1%、

Mo:0.02%以下、

Ti:0.005—0. 1%、

B :0.0002—0.0030%、

N :0.01%以下を満足し、

残部が鉄および不可避不純物からなる薄鋼板であり、

該薄鋼板は、下記（1)式で算出される Z値が 2.0〜6.0で、

全組織に対する面積率で、

残留オーステナイトが 1%以上、

べィニティックフェライトおよびマルテンサイトが合計で 80%以上であると共に、上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比 (長軸/短軸）が 5以上であり、引張強度が 980MPa以上であることを特徴とする高強度薄鋼板。

Z値 =9X [C] + [Mn] + 3X [Mo]+490X [B] + 7X [Mo]/{100X ([B]+0. 001)} …ひ）

[式中、 [ ]は、薄鋼板中に含まれる各元素の含有量 (質量％)を示している。 ] 質量％で、

C :0.10—0.25%、

Si:0.5—3%,

Μη:1.0〜3· 2%、

Ρ :0.1%以下、

S :0.05%以下、 A1:0.01—0.1%、

Mo:0.02%以下、

Ti:0.005—0. 1%、

B :0.0002—0.0030%、

N :0.01%以下を満足し、

残部が鉄および不可避不純物からなる冷延用熱延鋼板であり、

該熱延鋼板は、下記（1)式で算出される Z値が 2.0〜6.0で、引張強度が 900MPa 以下であることを特徴とする冷延用熱延鋼板。

Z値 =9X [C] + [Mn] + 3X [Mo]+490X [B] + 7X [Mo]/{100X ([B]+0. 001)} …ひ）

[式中、 [ ]は、熱延鋼板中に含まれる各元素の含有量 (質量％)を示している。 ] 更に、他の元素として、

Nb:0.005—0. 1%、

V :0.01—0.5%、および

Cr:0.01-0.5%よりなる群から選ばれる少なくとも 1種を含有する請求項 1に記載の鋼板。

更に、他の元素として、

Cu:0.01〜； 1%と

Ni:0.01〜1%の少なくとも一方を含有する請求項 1に記載の鋼板。

更に、他の元素として、

W:0.01〜； 1%を含有する請求項 1に記載の鋼板。

更に、他の元素として、

Ca :0.0005—0.005%、

Mg :0.0005—0.005%、および

REM:0.0005-0.005%よりなる群から選ばれる少なくとも 1種を含有する請求項 1に記載の鋼板。

更に、他の元素として、

Nb:0.005—0. 1%、 V :0.01—0.5%、および

Cr:0.01-0.5%よりなる群から選ばれる少なくとも 1種を含有する請求項 2に記載の冷延用熱延鋼板。

[8] 更に、他の元素として、

Cu:0.01〜； 1%と

Ni:0.01〜1%の少なくとも一方を含有する請求項 2に記載の冷延用熱延鋼板。

[9] 更に、他の元素として、

W:0.01〜； 1%を含有する請求項 2に記載の冷延用熱延鋼板。

[10] 更に、他の元素として、

Ca :0.0005—0.005%、

Mg :0.0005—0.005%、および

REM:0.0005-0.005%よりなる群から選ばれる少なくとも 1種を含有する請求項 2に記載の冷延用熱延鋼板。

[11] 請求項 2に記載の成分組成を満足するスラブを熱間圧延し、 550〜800°Cで巻き取ることを特徴とする冷延用熱延鋼板の製造方法。