WO2011065591A1 - 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰa以上の高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰa以上の高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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鈴木　規之
丸山　直紀
映信 村里
康治 佐久間
裕之 川田
千智 若林
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more excellent in hydrogen embrittlement resistance and a method for producing the same.
  • Delayed fracture is a phenomenon in which a steel member (for example, a PC steel wire or a bolt) on which a high stress is applied under the usage condition suddenly breaks. This phenomenon is known to be closely related to hydrogen entering from the environment. Steel plate strength is known as a factor that greatly affects delayed fracture of steel members.
  • Non-Patent Document 1 For example, in steel bars and steel for bolts, development has been conducted mainly on the formation of tempered martensite, and elements such as Cr, Mo, V, etc. that enhance temper softening resistance are effective in improving delayed fracture resistance. It has been reported (for example, see Non-Patent Document 1). This is a technique for precipitating an alloy carbide that acts as a hydrogen trap site to shift the form of delayed fracture from intergranular fracture to intragranular fracture.
  • the steel described in Non-Patent Document 1 has a C content of 0.4% or more and contains many alloying elements, the workability and weldability required for thin steel sheets are poor.
  • Non-Patent Document 1 since the heat treatment for several hours or more is required to precipitate the alloy carbide, the technique of Non-Patent Document 1 has a problem in the manufacturability of steel.
  • Patent Document 1 describes that generation of hydrogen defects is prevented by an oxide mainly composed of Ti and Mg.
  • this technology is intended for thick steel plates and considers delayed fracture after high heat input welding, but considers both the high formability and delayed fracture resistance required for thin steel plates.
  • this technology is intended for thick steel plates and considers delayed fracture after high heat input welding, but considers both the high formability and delayed fracture resistance required for thin steel plates.
  • In thin steel plates because of the thin plate thickness, even if hydrogen enters, it is released in a short time, and from the point of workability, there was almost no use of steel plates with a maximum tensile strength of 900 MPa or more. The problem has been addressed small.
  • Non-Patent Document 2 reports on the promotion of delayed fracture due to work-induced transformation of retained austenite. This takes into account the forming of thin steel sheets, and Non-Patent Document 2 describes the amount of retained austenite that does not deteriorate the delayed fracture resistance. That is, the above report relates to a high-strength thin steel sheet having a specific structure, and cannot be said to be a fundamental improvement measure for delayed fracture resistance.
  • Patent Document 2 describes a steel plate for a hollow container, which is excellent in toughness resistance, as a thin steel plate in consideration of hydrogen trapping ability and formability.
  • the oxide dispersed in the steel sheet acts as a trap site for trapping hydrogen that has infiltrated into the steel, so that the diffusion and accumulation of hydrogen to the stress concentration site and the site where delayed fracture is a concern is suppressed.
  • oxides must be dispersed at a high density in the steel sheet, and manufacturing conditions must be strictly controlled.
  • Patent Documents 4 to 9 there are techniques of Patent Documents 4 to 9, and for hot-dip galvanized steel sheets, for example, there are techniques of Patent Document 10, but as described above, delayed fracture resistance, It is extremely difficult to develop a high-strength steel sheet that is compatible with good formability.
  • Patent Document 11 discloses an ultra-high-strength steel strip excellent in durability with a tensile strength of 980 N / mm 3 or more. In this ultra-high-strength steel strip, hydrogen delayed cracking resistance is taken into account, but basically, martensite is responsible for delayed fracture resistance (conventional method), so formability is insufficient.
  • Patent Document 12 discloses a high-strength thin steel sheet excellent in hydrogen embrittlement resistance having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • Patent Document 13 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability and hydrogen embrittlement resistance. However, in any steel sheet, the amount of particles precipitated in the grains is small, and the hydrogen embrittlement resistance has not reached the level required today. Accordingly, there is a strong demand for the development of high-strength steel sheets that have both delayed fracture resistance and good formability.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 11-293383 Japanese Patent Laid-Open No. 11-100568 JP 2007-2111279 A Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-296991 JP 09-013147 A JP 2002-363695 A JP 2003-105514 A JP 2003-213369 A JP 2003-213370 A JP 2002-097560 A Japanese Patent Laid-Open No. 10-060574 Japanese Patent Laying-Open No. 2005-068548 JP 2006-283131 A
  • the required hydrogen embrittlement resistance is not obtained in a high-strength steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more.
  • the present invention has a high tensile strength of 900 MPa or more and excellent hydrogen embrittlement resistance. It is an object of the present invention to provide a high-strength steel sheet having characteristics and a manufacturing method thereof.
  • the volume fraction is 10-50% ferrite, 10-60% bainitic ferrite and / or bainite, and 10-50% tempered martensite
  • a tensile maximum strength of 900 MPa excellent in hydrogen embrittlement resistance characterized by the presence of 4 ⁇ 10 8 (pieces / mm 3 ) or more of iron-based carbide containing Si or Si and Al at 0.1% or more.
  • High strength steel plate (2)
  • fresh martensite is present in a volume fraction of 10% or less, and the tensile maximum strength excellent in hydrogen embrittlement resistance as described in (1) is 900 MPa or more. High strength steel plate.
  • the high-strength steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more and excellent in hydrogen embrittlement resistance according to any one of the above (1) to (4), comprising iron and the balance iron and inevitable impurities.
  • the steel sheet further includes one or two of Ti: 0.005 to 0.09% and Nb: 0.005 to 0.09% by mass%.
  • the steel sheet is further mass%, B: 0.0001 to 0.01%, Cr: 0.01 to 2.0%, Ni: 0.01 to 2.0%, Cu: 0.00. It has excellent hydrogen embrittlement resistance as described in (5) or (6) above, containing one or more of 01 to 0.05% and Mo: 0.01 to 0.8% High strength steel plate with a maximum tensile strength of 900 MPa or more.
  • the present inventors have further intensively studied a method for easily depositing iron-based carbide containing “Si” or “Si and Al” in an amount of 0.1% or more in a steel sheet structure.
  • (B) when a steel sheet cooled to 250 ° C. or less is subjected to bending-bending deformation, a nucleation site where iron-based carbides containing “Si” or “Si and Al” are precipitated can be introduced.
  • (C) the steel sheet is subjected to heat treatment at 150 to 400 ° C., a large amount of iron-based carbide containing “Si” or “Si and Al” is precipitated in the steel sheet structure in a very short time. (It will be described later in detail).
  • Ar Hot rolling is completed at a temperature of 3 transformation points or more, winding is performed in a temperature range of 400 to 670 ° C., pickling, and then cold rolling at a rolling reduction of 40 to 70%,
  • annealing was performed at a maximum heating temperature of 760 to 900 ° C., and then cooled to 250 ° C. or less at an average cooling rate of 1 to 1000 ° C./second
  • Z A tensile maximum excellent in hydrogen embrittlement resistance, characterized in that it is subjected to bending-bending deformation with a roll having a radius of 800 mm or less and then subjected to heat treatment for 5 seconds or more in a temperature range of 150 to 400 ° C.
  • a method for producing a high-strength steel sheet having a strength of 900 MPa or more (12) In the production method for producing a high-strength steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more excellent in hydrogen embrittlement resistance according to any one of (1) to (9), (X) Casting a slab having the component composition according to any one of (5) to (9) above, directly or once cooled, and then hot rolling to a temperature of 1050 ° C.
  • Ar Hot rolling is completed at a temperature of 3 transformation points or more, winding is performed in a temperature range of 400 to 670 ° C., pickling, and then cold rolling at a rolling reduction of 40 to 70%, (Y) In a continuous annealing line, annealing was performed at a maximum heating temperature of 760 to 900 ° C., and then cooled to Ms point to Ms point ⁇ 100 ° C.
  • (Z) A tensile maximum excellent in hydrogen embrittlement resistance, characterized in that it is subjected to bending-bending deformation with a roll having a radius of 800 mm or less and then subjected to heat treatment for 5 seconds or more in a temperature range of 150 to 400 ° C.
  • (13) In the production method for producing a high-strength steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more excellent in hydrogen embrittlement resistance as described in (10) above, the surface of the steel sheet is subjected to galvanization following the heat treatment of (z).
  • a method for producing a high-strength steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more and excellent in hydrogen embrittlement resistance (14) The method for producing a high-strength steel plate having a tensile maximum strength of 900 MPa or more and excellent in hydrogen embrittlement resistance according to (13), wherein the galvanizing is electrogalvanizing.
  • the galvanizing is electrogalvanizing.
  • (X) A slab having the component composition according to any one of claims 5 to 9 is cast and directly or once cooled, then heated to a temperature of 1050 ° C.
  • Ar 3 Hot rolling is completed at a temperature equal to or higher than the transformation point, wound in a temperature range of 400 to 670 ° C., pickled, cold rolled at a reduction rate of 40 to 70%, (Y)
  • annealing was performed at a maximum heating temperature of 760 to 900 ° C., and then cooled at an average cooling rate of 1 to 1000 ° C./second, and then immersed in a galvanizing bath, and an average cooling rate of 1 ° C. Cooled to 250 ° C.
  • (Z) A tensile maximum excellent in hydrogen embrittlement resistance, characterized in that it is subjected to bending-bending deformation with a roll having a radius of 800 mm or less and then subjected to heat treatment for 5 seconds or more in a temperature range of 150 to 400 ° C.
  • Ar Hot rolling is completed at a temperature of 3 transformation points or more, winding is performed in a temperature range of 400 to 670 ° C., pickling, and then cold rolling at a rolling reduction of 40 to 70%,
  • annealing was performed at a maximum heating temperature of 760 to 900 ° C., and then cooled at an average cooling rate of 1 to 1000 ° C./second, and then immersed in a galvanizing bath, and an average cooling rate of 1 ° C.
  • the high-strength steel sheet of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the steel sheet of the present invention”) has (a) a volume fraction of 10-50% ferrite, bainitic ferrite and / or bainite in the structure of the steel sheet. Is 10 to 60%, tempered martensite is 10 to 50%, and (b) iron-based carbide containing Si or Si and Al in an amount of 0.1% or more is 4 ⁇ 10 8 (Pieces / mm 3 ) It is characterized by the above. First, the characteristics of the steel sheet of the present invention will be described.
  • the structure of the steel sheet of the present invention contains ferrite as a main phase in order to ensure good ductility, and additionally contains martensite, bainite, and retained austenite as hard structures alone or in combination.
  • the steel sheet structure may be a martensite single phase or a multiphase structure of martensite and bainite.
  • the steel sheet structure of the steel sheet of the present invention has a volume fraction of ferrite: 10 to 50%, bainitic ferrite and / or bainite: 10 to 60%, and tempered martensite: 10 to 50%.
  • residual austenite 2 to 25%, fresh martensite: 10% or less may be included.
  • the steel sheet of the present invention including the steel sheet structure has higher strength and excellent ductility and stretch flangeability (hole expandability).
  • Ferrite 10-50%
  • Ferrite is an effective structure for improving ductility.
  • the volume fraction of ferrite is 10 to 50%. If the volume fraction is less than 10%, it is difficult to ensure sufficient ductility, so the lower limit is made 10%. From the viewpoint of ensuring sufficient ductility, the volume fraction is preferably 15% or more, and more preferably 20% or more.
  • the yield stress decreases when the volume fraction exceeds 50%. Therefore, the upper limit is 50%.
  • the volume fraction is preferably 45% or less, more preferably 40% or less, from the viewpoint of sufficiently increasing the yield stress of the high-strength steel sheet.
  • the ferrite may be any of recrystallized ferrite containing almost no dislocation, precipitation strengthened ferrite, unprocessed unrecrystallized ferrite, and ferrite in which a part of the dislocation has recovered.
  • Bainitic ferrite and / or bainite 10-60%
  • Bainitic ferrite and / or bainite is a structure having a hardness between soft ferrite and hard tempered martensite and / or fresh martensite.
  • the steel sheet structure is present in a volume fraction of 10 to 60%. If the volume fraction is less than 10%, sufficient stretch flangeability cannot be obtained, so the lower limit is made 10%.
  • the volume fraction is preferably 15% or more, more preferably 20% or more from the viewpoint of maintaining good stretch flangeability. On the other hand, if the volume fraction exceeds 60%, it becomes difficult to generate appropriate amounts of both ferrite and tempered martensite, and the balance between ductility and yield stress deteriorates, so the upper limit is made 60%. From the viewpoint of maintaining a good balance between ductility and yield stress, the volume fraction is preferably 55% or less, and more preferably 50% or less.
  • Tempered martensite 10-50% Tempered martensite is a structure that greatly improves the yield stress, so the volume fraction is 10 to 50%. If the volume fraction is less than 10%, sufficient yield stress cannot be obtained, so the lower limit is made 10%. The volume fraction is preferably 15% or more, more preferably 20% or more, from the viewpoint of securing a sufficient yield stress. On the other hand, if the volume fraction exceeds 50%, it becomes difficult to secure ferrite and retained austenite necessary for improving ductility, so the upper limit is made 50%. The volume fraction is preferably 45% or less, more preferably 40% or less, from the viewpoint of sufficiently increasing ductility.
  • the tempered martensite contained in the steel sheet structure of the steel sheet of the present invention is preferably low temperature tempered martensite.
  • Low temperature tempered martensite has a dislocation density of 10 observed using a transmission electron microscope. 14 / M 2 Thus, for example, it can be obtained by low-temperature heat treatment at 150 to 400 ° C. For example, since dislocations are accumulated in high-temperature tempered martensite obtained by high-temperature heat treatment at 650 ° C. or higher, the dislocation density observed using a transmission electron microscope is 10 14 / M 2 Is less than. The dislocation density of tempered martensite is 10 14 / M 2 When it is above, it is possible to obtain a steel sheet having even better strength.
  • Residual austenite 2-25%
  • Residual austenite is a structure effective for improving ductility. If the volume fraction is less than 2%, sufficient ductility cannot be obtained, so the lower limit is made 2%.
  • the volume fraction is preferably 5% or more and more preferably 8% or more from the viewpoint of ensuring ductility.
  • the volume fraction is preferably 21% or less, and more preferably 17%, from the viewpoint of securing weldability. In addition, it is effective in terms of improving ductility that the steel sheet structure of the steel sheet of the present invention contains residual austenite. However, when sufficient ductility is obtained, residual austenite may not be present.
  • Fresh martensite 10% or less Fresh martensite reduces yield stress and stretch flangeability, so the volume fraction is 10% or less. From the viewpoint of increasing the yield stress, the volume fraction is preferably 5% or less, and more preferably 2% or less.
  • the steel sheet structure of the steel sheet of the present invention may contain a structure such as pearlite and / or coarse cementite.
  • the volume fraction is preferably 10% or less in total, and more preferably 5% or less.
  • Identification of ferrite, pearlite, martensite, bainite, austenite and the remaining structure constituting the steel sheet structure, confirmation of the existing position, and measurement of the area ratio are performed using the Nital reagent and the reagent disclosed in JP-A-59-219473. This is possible by corroding the cross section in the rolling direction of the steel sheet or the cross section in the direction perpendicular to the rolling direction and observing with a 1000 ⁇ optical microscope and with a scanning or transmission electron microscope of 1000 to 100,000 ⁇ .
  • the structure can also be distinguished from crystal orientation analysis by the EBSP method using FE-SEM and micro region hardness measurement such as micro Vickers hardness measurement.
  • the volume fraction of each structure included in the steel sheet structure of the steel sheet of the present invention can be obtained by, for example, the following method.
  • the volume fraction of retained austenite is obtained by performing X-ray analysis using a plane parallel to the plate surface of the steel sheet and a thickness of 1/4 as an observation surface, calculating the area fraction of retained austenite, and using this as the volume fraction. .
  • the volume fraction of ferrite, bainitic ferrite, bainite, tempered martensite, and fresh martensite was obtained by taking a sample with the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet as the observation surface, polishing the observation surface, Etching and observing a range of 1/8 to 3/8 thickness centering on 1/4 of the plate thickness with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM). And take it as the volume fraction.
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the structure on the observation surface that is a square having a side of 30 ⁇ m can be distinguished as follows.
  • Ferrite is a massive crystal grain and does not contain iron-based carbide having a major axis of 100 nm or more.
  • the volume fraction of ferrite is the sum of the volume fraction of ferrite remaining at the maximum heating temperature and the ferrite newly generated in the ferrite transformation temperature range. Since it is difficult to directly measure the volume fraction of ferrite during production, in the steel sheet of the present invention, cut out a small piece of the steel sheet before passing through the continuous annealing line or continuous galvanizing line, Measure the volume change of ferrite in the small piece by annealing with the same temperature history as when passing through the continuous annealing line or continuous hot dip galvanizing line, and use the result to calculate the numerical value of the ferrite volume fraction It was.
  • Bainitic ferrite is a collection of lath-like crystal grains and does not contain iron-based carbide having a major axis of 20 nm or more.
  • Bainite is a collection of lath-like crystal grains, and contains iron-based carbide having a major axis of 20 nm or more inside, and the carbide belongs to a single variant, that is, an iron-based carbide group extending in the same direction. It is.
  • the iron-based carbide group extending in the same direction means that the difference in the extension direction of the iron-based carbide group is within 5 °.
  • Tempered martensite is an aggregate of lath-like crystal grains, and contains iron-based carbide having a major axis of 20 nm or more inside, and further, the carbide is divided into a plurality of variants, that is, a plurality of iron-based carbide groups extending in different directions. It belongs to.
  • bainite and tempered martensite can be easily distinguished by observing the iron-type carbide
  • the steel sheet of the present invention is made of 4 ⁇ 10 iron-based carbide containing 0.1% or more of Si or Si and Al. 8 (Pieces / mm 3 ) Or more.
  • the iron-based carbide contains Si or Si and Al
  • the hydrogen trapping ability of the iron-based carbide is improved, and excellent hydrogen embrittlement resistance (delayed fracture resistance) is obtained.
  • Precipitation of V-, Ti-, Nb-, and Mo-based alloy carbides requires long-time heat treatment, so steel sheets are manufactured using continuous annealing lines and continuous hot-dip galvanizing lines, which are thin steel sheet manufacturing lines. When it does, the said alloy carbide cannot fully precipitate in a steel plate. In order to sufficiently precipitate the alloy carbide, an additional heat treatment is required.
  • the alloy elements can be easily diffused at a high temperature of about 600 ° C. on a steel plate through which a continuous annealing line or a continuous hot dip galvanizing line is passed. A long additional heat treatment must be applied. As a result, a decrease in strength of the steel sheet is inevitable.
  • the present inventors have focused on iron-based carbides that precipitate at a low temperature and in a short time. Since the steel sheet contains a sufficiently large amount of Fe atoms, it is not necessary to diffuse the Fe atoms over a long distance in order to precipitate iron-based carbides such as cementite.
  • iron-based carbide can be precipitated in a short time even at a low temperature of about 300 ° C.
  • iron-based carbides such as cementite have a small hydrogen trapping ability and do not contribute much to the improvement of hydrogen embrittlement resistance (delayed fracture resistance). This reason is closely related to the hydrogen trap mechanism. That is, hydrogen is trapped at the matching interface between the precipitate and the parent phase, but the iron-based carbide is less likely to precipitate in alignment with the parent phase, so it is estimated that the hydrogen trapping ability is small. Therefore, the present inventors have studied to increase the consistency between the iron-based carbide and the parent phase and to impart hydrogen trapping capability to the iron-based carbide.
  • the present inventors have established a method for precipitating a large amount of iron-based carbide containing “Si” or “Si and Al” in a steel sheet structure in a very short time with good consistency with the parent phase. did.
  • “Si” or “Si and Al” contained in the iron-based carbide is less than 0.1%, the hydrogen trapping capability is insufficient, so “Si” or “Si and Al” contained in the iron-based carbide.
  • the amount is set to 0.1% or more. Preferably it is 0.15% or more, more preferably 0.20% or more.
  • 4 ⁇ 10 iron carbide is used.
  • the density and composition of the iron-based carbide contained in the steel sheet of the present invention can be measured with a transmission electron microscope (TEM) equipped with energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX) or a three-dimensional atom probe electrolytic ion microscope (AP-FIM). Can be measured.
  • TEM transmission electron microscope
  • EDX energy dispersive X-ray spectroscopy
  • A-FIM three-dimensional atom probe electrolytic ion microscope
  • AP-FIM has a very high accuracy because it can measure each atom constituting the iron-based carbide. Therefore, by using AP-FIM, the composition of iron-based carbides and the number density of iron-based carbides that are fine precipitates can be accurately measured.
  • % means mass%.
  • C 0.07 to 0.25%
  • C is an element that increases the strength of the steel sheet. If C is less than 0.07%, the maximum tensile strength of 900 MPa or more cannot be secured, while if it exceeds 0.25%, weldability and workability become insufficient. ⁇ 0.25%.
  • C is preferably 0.08 to 0.24%, more preferably 0.09 to 0.23%.
  • Si: 0.45 to 2.50% Al: 0.005 to 2.5% Si and Al are extremely important elements that are dissolved in iron-based carbides to improve hydrogen embrittlement resistance (delayed fracture resistance).
  • the hydrogen embrittlement resistance is remarkably improved when the iron-based carbide contains Si or Si and Al by 0.1% or more. If Si is less than 0.45%, the amount of Si in the iron-based carbide decreases, and Si or Si and Al cannot be contained in an amount of 0.1% or more, and the effect of improving delayed fracture resistance is insufficient. It becomes.
  • Al the same effect as that obtained when Si is contained is obtained. However, when the above effect is sufficiently obtained by containing only Si, Al may not be contained. However, since Al acts as a deoxidizing material, 0.005% or more is added.
  • Si exceeds 2.50% or Al exceeds 2.5%, the weldability and workability of the steel sheet become insufficient, so the upper limit of Si is 2.50%, and the upper limit of Al Is 2.5%.
  • Si is preferably 0.40 to 2.20%, more preferably 0.50 to 2.00%.
  • Al is preferably 0.005 to 2.0%, more preferably 0.01 to 1.6%.
  • Mn 1.5-3.20% Mn is an element that acts to increase the strength of the steel sheet. If Mn is less than 1.5%, a large amount of soft structure is generated during cooling after annealing, and it becomes difficult to secure a maximum tensile strength of 900 MPa or more, so the lower limit is 1.5%. To do.
  • the lower limit of Mn is preferably 1.6%, and more preferably 1.7%.
  • the upper limit is 3.20. %.
  • the upper limit of Mn is preferably 3.00%, more preferably 2.80% or less, and even more preferably 2.60% or less.
  • P 0.001 to 0.03% P is an element that segregates in the central part of the thickness of the steel sheet, and is also an element that embrittles the weld.
  • the upper limit is made 0.03%.
  • the content is preferably 0.02% or less. Since it is economically disadvantageous to reduce P to less than 0.001%, the lower limit is made 0.001%.
  • S: 0.0001 to 0.01% S is an element that adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling. Therefore, the upper limit was made 0.01%. Since it is economically disadvantageous to reduce S to less than 0.0001%, the lower limit was made 0.0001%. In addition, since S couple
  • N 0.0001 to 0.0100%
  • N is an element that forms coarse nitrides and degrades bendability and hole expandability. If N exceeds 0.0100%, the bendability and hole expansibility deteriorate significantly, so the upper limit was made 0.0100%. Note that N is preferable because it causes blowholes during welding.
  • the lower limit of N is not particularly required, but if it is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost is greatly increased, so 0.0001% is a practical lower limit.
  • N is preferably 0.0005% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • O 0.0001 to 0.0080%
  • O is an element that forms an oxide and degrades bendability and hole expansibility.
  • oxides often exist as inclusions, and when they are present on a punched end surface or a cut surface, notched wrinkles and coarse dimples are formed on the end surface.
  • stress is concentrated at the time of bending or strong processing, and it becomes a starting point of crack generation, so that the hole expandability or bendability is greatly deteriorated.
  • the upper limit was made 0.0080%.
  • a preferable upper limit is 0.0070%.
  • reducing O to less than 0.0001% leads to excessive costs and is not economically preferable, so the lower limit was made 0.0001%.
  • the lower limit of O is preferably 0.0005%.
  • the steel sheet of the present invention further contains the following elements as necessary.
  • Ti 0.005 to 0.09%
  • Ti is an element that contributes to an increase in the strength of the steel sheet by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • Ti is an element that suppresses B from becoming a nitride.
  • B is an element that contributes to the structure control during hot rolling, the structure control in the continuous annealing equipment and the continuous hot dip galvanizing equipment, and high strength, but when B becomes a nitride, this effect cannot be obtained.
  • Ti is added. However, if Ti exceeds 0.09%, the precipitation of carbonitride increases and the formability deteriorates, so the upper limit is made 0.09%. On the other hand, if Ti is less than 0.005%, the effect of adding Ti cannot be sufficiently obtained, so the lower limit was made 0.005%.
  • Ti is preferably 0.010 to 0.08%, more preferably 0.015 to 0.07%.
  • Nb 0.005 to 0.09% Nb, like Ti, is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization.
  • Nb is preferably 0.010 to 0.08%, more preferably 0.015 to 0.07%.
  • the steel sheet according to the present invention has B: 0.0001 to 0.01%, Ni: 0.01 to 2.0%, Cu: 0.01 to 2.0%, Mo: 0.01 to 0.8%. You may contain a seed or two or more sorts.
  • B: 0.0001 to 0.01% B is an element that delays the ferrite transformation from austenite and contributes to increasing the strength of the steel sheet.
  • B is an element that delays ferrite transformation from austenite during hot rolling to increase the homogeneity of the hot rolled sheet and contribute to improvement of bendability by making the hot rolled sheet structure a bainite single phase structure. If B is less than 0.0001%, the effect of adding B cannot be obtained sufficiently, so the lower limit is made 0.0001%. On the other hand, if B exceeds 0.01%, not only the effect of addition is saturated, but also the manufacturability during hot rolling is lowered, so the upper limit is made 0.01%. B is preferably 0.0003 to 0.007%, more preferably 0.0005 to 0.0050%.
  • Cr 0.01 to 2.0%
  • Ni 0.01 to 2.0%
  • Cu 0.01 to 2.0%
  • Mo 0.01 to 0.8%
  • Cr, Ni, Cu, and Mo are elements that contribute to improving the strength of the steel sheet, and can be used in place of part of Mn.
  • V 0.005 to 0.09%
  • V is an element that contributes to an increase in the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization.
  • V is an element that also contributes to the improvement of delayed fracture characteristics. Therefore, it is desirable to add V when manufacturing a steel sheet having a maximum tensile strength exceeding 900 MPa. However, if V exceeds 0.09%, the precipitation of carbonitrides increases and the formability deteriorates.
  • V when V is large, when the steel sheet passes through a continuous annealing line or continuous hot dip galvanizing equipment, the recrystallization of ferrite is significantly delayed, and unrecrystallized ferrite remains after annealing, resulting in a significant decrease in ductility. Bring. Therefore, the upper limit of V is 0.09%. On the other hand, if V is less than 0.005%, the effect of adding V becomes insufficient, so the lower limit is made 0.005%. V is preferably 0.010 to 0.08%, more preferably 0.015 to 0.07%.
  • the steel plate of the present invention may further contain 0.0001 to 0.5% of one or more of Ca, Ce, Mg, and REM in total.
  • Ca, Ce, Mg, and REM are elements that contribute to strength improvement and material improvement. If the total of one or more of Ca, Ce, Mg, and REM is less than 0.0001%, a sufficient addition effect cannot be obtained, so the lower limit of the total is set to 0.0001%. If the total of one or more of Ca, Ce, Mg, and REM exceeds 0.5%, ductility is impaired and molding processability deteriorates, so the upper limit is made 0.5%.
  • REM is an abbreviation for Rare Earth Metal and refers to an element belonging to the lanthanoid series. In the steel sheet of the present invention, REM and Ce are often added by misch metal, and in addition to La and Ce, a lanthanoid series element may be contained in combination.
  • the steel sheet of the present invention includes a steel sheet having a galvanized layer or an alloyed galvanized layer on the surface.
  • a galvanized layer By forming a galvanized layer on the steel sheet surface, excellent corrosion resistance can be ensured. Further, by forming an alloyed galvanized layer on the surface of the steel plate, excellent corrosion resistance and excellent paint adhesion can be ensured.
  • a slab having the above-described component composition is cast.
  • a continuously cast slab or a thin slab caster can be used.
  • the manufacturing method of the steel sheet of the present invention is suitable for a process such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting.
  • Slab heating temperature shall be 1050 degreeC or more. If the slab heating temperature is too low, the finish rolling temperature will be Ar 3 Below the point, it becomes a two-phase rolling of ferrite and austenite, and the hot rolled sheet structure becomes a heterogeneous mixed grain structure.
  • the structure of the hot-rolled steel sheet is a heterogeneous mixed grain structure
  • the non-homogeneous structure is not eliminated even after cold rolling and annealing processes, and the steel sheet is inferior in ductility and bendability.
  • the steel sheet of the present invention contains a large amount of alloying elements in order to ensure a maximum tensile strength of 900 MPa or more after annealing, the strength during finish rolling tends to be high.
  • the decrease in the slab heating temperature causes a decrease in the finish rolling temperature, further increases the rolling load, makes rolling difficult, and causes a shape failure of the steel sheet after rolling, so the slab heating temperature is 1050 ° C. That's it.
  • the upper limit of the slab heating temperature is not particularly required, but it is not economically preferable to make the slab heating temperature excessively high. Therefore, the upper limit of the slab heating temperature is preferably less than 1300 ° C.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is not particularly required, but if the finish rolling temperature is excessively high, the slab heating temperature must be excessively increased in order to secure the temperature. ° C is preferred.
  • the winding temperature is 400 to 670 ° C. If the coiling temperature exceeds 670 ° C, coarse ferrite and pearlite are generated in the structure of the hot-rolled sheet, the structure heterogeneity after annealing increases, and the bendability of the final product deteriorates. Is 670 ° C. Winding at a temperature exceeding 670 ° C. is not preferable because the thickness of the oxide formed on the steel sheet surface is excessively increased and the pickling property is deteriorated.
  • the coiling temperature is preferably 630 ° C. or lower from the viewpoints of making the microstructure after annealing fine, improving the strength-ductility balance, and improving the bendability by uniformly dispersing the second phase.
  • the hot-rolled sheet strength is extremely increased, and it is easy to induce sheet breakage or shape failure during cold rolling, so the lower limit of the coiling temperature is 400 ° C.
  • rough rolling sheets may be joined to each other during hot rolling to continuously perform finish rolling. Moreover, you may wind up a rough rolling board once.
  • the hot-rolled steel sheet thus manufactured is pickled. Pickling removes oxides on the surface of the steel sheet, so it is important for improving the chemical conversion of the cold-rolled high-strength steel sheet as the final product and improving the hot-dip galvanizing performance of the cold-rolled steel sheet for hot-dip galvanized or galvannealed steel sheets. It is.
  • Pickling may be performed once or may be performed in a plurality of times.
  • the pickled hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a rolling reduction of 40 to 70% and used for a continuous annealing line or a continuous hot dip galvanizing line. If the rolling reduction is less than 40%, it becomes difficult to keep the shape of the steel plate flat, and the ductility of the final product deteriorates, so the lower limit of the rolling reduction is set to 40%. If the rolling reduction exceeds 70%, the rolling load becomes too large and cold rolling becomes difficult, so the upper limit of the rolling reduction is 70%.
  • the rolling reduction is preferably 45 to 65%.
  • the cold-rolled steel sheet is passed through a continuous annealing line to produce a high-strength cold-rolled steel sheet. At this time, it is performed under the first condition shown below.
  • First condition When passing the cold-rolled steel sheet through a continuous annealing line, the cold-rolled steel sheet is annealed at a maximum heating temperature of 760 to 900 ° C., and then cooled to 250 ° C.
  • zinc electroplating may be applied to a high-strength cold-rolled steel sheet obtained by passing through a continuous annealing line under the first condition to obtain a high-strength galvanized steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet may be passed through a continuous hot dip galvanizing line to produce a high-strength galvanized steel sheet.
  • the manufacturing method of the present invention is performed under the second condition or the third condition described below.
  • Second condition When passing a cold-rolled steel sheet through a continuous hot-dip galvanizing line, the cold-rolled steel sheet is annealed at a maximum heating temperature of 760 to 900 ° C, and then cooled at an average cooling rate of 1 to 1000 ° C / second, and then galvanized. It is immersed in a bath, cooled to 250 ° C. or lower at an average cooling rate of 1 ° C./second or higher, and then heat-treated at a temperature range of 150 to 400 ° C. for 5 seconds or longer.
  • a high-strength galvanized steel sheet having a delayed fracture resistance and having a galvanized layer formed on the steel sheet surface can be obtained.
  • Third condition When passing a cold-rolled steel sheet through a continuous hot dip galvanizing line, as in the second condition, after being immersed in a galvanizing bath, an alloying treatment was performed in a temperature range of 460 to 600 ° C., and then an average cooling rate of 1 It may be cooled to 250 ° C. or less at a rate of ° C./second or more.
  • a Zn-Fe alloy in which a galvanized layer is alloyed is formed on the surface of the steel plate, and a high-strength galvanized steel plate having an alloy or a galvanized layer can be obtained.
  • the reason for setting the maximum heating temperature to 760 to 900 ° C. is cementite precipitated in the hot-rolled sheet, or This is because the cementite precipitated during heating in the continuous annealing line or continuous hot dip galvanizing line is dissolved to secure a sufficient volume fraction of austenite.
  • the maximum heating temperature is less than 760 ° C, it takes a long time to dissolve the cementite, resulting in a decrease in productivity or a loss of cementite, a decrease in the martensite volume fraction after cooling, and a maximum tensile strength. It may be impossible to secure 900 MPa or more. It should be noted that even if the maximum heating temperature exceeds 900 ° C., no problem occurs in the material, but it is not preferable because it is inferior in economic efficiency.
  • the residence time during annealing heating may be determined as appropriate according to the maximum heating temperature and the like, and is not particularly limited, but is preferably 40 to 540 seconds.
  • the average cooling rate is preferably 1000 ° C./second or less.
  • the reason for setting the cooling end temperature at an average cooling rate of 1 to 1000 ° C./sec to 250 ° C. or less is to promote precipitation of iron-based carbides.
  • the cooling end temperature exceeds 250 ° C.
  • the dislocation introduced by the bend-bend-back deformation is recovered even if the roll is subjected to the bending-bend-back deformation after the cooling is finished, and the precipitation of the iron-based carbide is promoted. It becomes difficult.
  • the lower limit of the cooling end temperature is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited.
  • the room temperature is a substantial lower limit. In the production method of the present invention, the steel sheet cooled to 250 ° C.
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to a bending-rewinding deformation with a roll having a radius of 800 mm or less, and then subjected to a heat treatment for 5 seconds or more in a temperature range of 150 to 400 ° C.
  • a large amount of Si or iron-based carbide containing Si and Al is precipitated.
  • the cold-rolled steel sheet is passed through a continuous hot dip galvanizing facility, the cold-rolled steel sheet is annealed at a maximum heating temperature of 760 to 900 ° C. in the same manner as when passing through the continuous annealing lie.
  • a hot dip plated steel sheet can be obtained.
  • the temperature of the galvanizing bath is preferably 440 to 480 ° C.
  • a cold-rolled steel sheet is passed through a continuous hot dip galvanizing facility, it is immersed in a galvanizing bath, and thereafter alloyed in a temperature range of 460 to 600 ° C., and then an average cooling rate of 1 It may be cooled to 250 ° C.
  • the atmosphere in the annealing furnace of the continuous annealing line or the continuous hot-dip galvanizing line at the time of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet or a high-strength galvanized steel sheet is H 2 1 to 60% by volume, the balance N 2 , H 2 O, O 2 And an atmosphere composed of inevitable impurities.
  • the ratio of the water pressure and the hydrogen partial pressure in the atmosphere in the annealing furnace can be adjusted by a method of blowing water vapor into the annealing furnace.
  • the method of adjusting the ratio of the water pressure and the hydrogen partial pressure in the atmosphere in the annealing furnace is simple and preferable.
  • H 2 If the concentration exceeds 60% by volume, the cost increases, which is not preferable.
  • Logarithm logarithm of water pressure and hydrogen partial pressure (P H20 / P H2 ) Is set to -3 because, if it is less than -3, the proportion of Si oxide (or Si oxide and Al oxide) generated on the steel sheet surface increases, and wettability and plating adhesion deteriorate. It is.
  • Logarithm logarithm of water pressure and hydrogen partial pressure (P H20 / P H2 ) Is set to -0.5 because P H20 / P H2 This is because the effect is saturated even if the value is specified to exceed ⁇ 0.5.
  • the cold rolled steel sheet is passed through a continuous annealing line or a continuous hot dip galvanizing line without setting the atmosphere in the annealing furnace to the above atmosphere, the following problems occur.
  • a slab containing Mn containing Si (or Si and Al) and increasing the steel sheet strength is used in order to increase the ferrite volume fraction and ensure ductility. Since Si, Mn, and Al are elements that are very easily oxidized compared to Fe, even in a reducing atmosphere of Fe, the surface of the steel sheet containing Si (or Si and Al) and Mn has Si Oxides (or Si oxides and Al oxides) and Mn oxides are formed.
  • An oxide containing Si, Mn, and Al alone and / or an oxide containing Si, Mn, and Al in combination on the surface of the steel sheet causes deterioration of the chemical conversion property of the steel sheet.
  • these oxides have poor wettability with molten metals such as zinc, and thus cause non-plating that occurs on the surface of a steel sheet containing Si (or Si and Al).
  • Si and Al may cause problems such as delaying alloying when producing galvanized steel sheets subjected to alloying treatment.
  • the atmosphere in the annealing furnace is the above atmosphere, it is an Fe reducing atmosphere, but Si, Mn, and Al are easily oxidized. As described above, oxidation of Si, Mn, and Al is performed.
  • a slab having a predetermined component composition is cast, the cold-rolled steel sheet is annealed at a predetermined temperature, cooled to 250 ° C. or less at a predetermined average cooling rate, and then a roll having a radius of 800 mm or less. Then, a bending-bending deformation is performed, and then a heat treatment is performed at a temperature range of 150 to 400 ° C. for 5 seconds or more. 4 ⁇ 10 8 (Pieces / mm 3 ) Or more.
  • a high-strength steel sheet having excellent formability and hydrogen embrittlement resistance with a maximum tensile strength of 900 MPa or more can be produced.
  • the atmosphere in the annealing furnace was controlled by adjusting the moisture pressure and the hydrogen partial pressure, but carbon dioxide and carbon monoxide You may control the atmosphere in an annealing furnace using the method of controlling the partial pressure of this, or the method of blowing oxygen directly in a furnace.
  • an oxide containing Si, Mn, and Al alone in the steel plate near the surface layer, and / or , Si, Mn, and Al can be precipitated, and an effect similar to that described above can be obtained.
  • the steel sheet before annealing is plated with one or more selected from Ni, Cu, Co, and Fe. May be applied.
  • any of the following methods may be employed as a method from annealing to immersion in a galvanizing bath.
  • A “After degreasing pickling, heating in a non-oxidizing atmosphere, 2 And N 2 Sendzimer method of annealing in a reducing atmosphere containing, then cooling to near the galvanizing bath temperature and immersing in the galvanizing bath.
  • B “The atmosphere during annealing is adjusted to first oxidize the steel sheet surface and then reduce to clean the steel sheet surface before plating, and then immerse in the galvanizing bath”.
  • Total reduction furnace method A flux method that “a steel sheet is degreased and pickled, then flux treated with ammonium chloride and the like, and then immersed in a galvanizing bath”.
  • the obtained cold-rolled steel sheet is passed through a continuous annealing line (or continuous hot-dip galvanizing line) to produce a high-strength cold-rolled steel sheet (or high-strength galvanized steel sheet).
  • the cooling end temperature at an average cooling rate of 1 to 1000 ° C./second may be Ms point to Ms point ⁇ 100 ° C.
  • This method also has iron-based carbide containing Si or Si and Al at 0.1% or more, and the steel sheet structure has a volume fraction of ferrite: 10 to 50%, bainitic ferrite and / or bainite.
  • High-strength steel sheet having 10 to 60%, tempered martensite: 10 to 50%, fresh martensite: 10% or less, preferably, retained austenite: 2 to 25% can be produced.
  • the Ms point is calculated by the following formula.
  • VF is the volume fraction of ferrite
  • C, Mn, Cr, Ni, Si, and Al are addition amounts [mass%] of the respective elements.
  • the obtained cold-rolled steel sheet is annealed at a maximum heating temperature of 760 to 900 ° C. By this annealing, a sufficient volume fraction of austenite can be secured.
  • the maximum heating temperature is set to 760 ° C. or higher.
  • the maximum heating temperature exceeds 900 ° C., the grain size of austenite becomes coarse, and it becomes difficult for the transformation to proceed during cooling, and in particular, it becomes difficult to sufficiently obtain a soft ferrite structure.
  • the cooling stop temperature is preferably Ms point ⁇ 80 ° C. or higher, more preferably Ms point ⁇ 60 ° C. or higher.
  • the steel sheet is cooled to Ms point to Ms point ⁇ 100 ° C., subjected to bending-unbending deformation, and then subjected to heat treatment for 5 seconds or more in a temperature range of 150 to 400 ° C.
  • Si or iron-based carbide containing Si and Al in total of 0.1% or more and a dislocation density of 10 14 / M 2
  • a steel sheet structure containing the above low-temperature tempered martensite can be obtained.
  • Example 1 Slabs having the component compositions A to Y shown in Tables 1 and 2 were cast, and immediately after casting, they were hot-rolled under the conditions shown in Tables 3 and 4 (slab heating temperature, hot rolling completion temperature). Next, the hot-rolled steel sheet was wound at the winding temperatures shown in Tables 3 and 4.
  • the hot-rolled steel sheet is pickled, cold-rolled at the rolling reduction shown in Tables 3 and 4, and a 1.6 mm-thick cold-rolled steel sheet (refer to Experimental Examples 1 to 56 in Tables 3 and 4). It was.
  • the cold rolled steel sheets of Experimental Examples 1 to 56 shown in Table 3 and Table 4 are passed through a continuous annealing line or a continuous hot dip galvanizing line, and the steel sheets of Experimental Examples 1 to 56 shown in Tables 3 to 8 (cold rolled) Steel sheets (CR), electrogalvanized steel sheets (EG), hot dip galvanized steel sheets (GI), and galvannealed steel sheets (GA)) were produced.
  • the steel sheet When passing the cold-rolled steel sheet through the continuous annealing line, the steel sheet is annealed at the maximum heating temperature shown in Table 5 and Table 6, and then the cooling shown in Table 5 and Table 6 is performed at the average cooling rate shown in Table 5 and Table 6. After cooling to the end temperature, bending-bending deformation was performed with a roll having the radius shown in Table 5 and Table 6, and then heat treatment was performed at the heat treatment temperature and time shown in Table 5 and Table 6. After heat treatment, a part of the experimental example in which a continuous annealing line was passed was subjected to zinc-based electroplating by the method shown below to produce an electrogalvanized steel sheet (EG).
  • EG electrogalvanized steel sheet
  • the steel sheet that was passed through the continuous continuous annealing line was subjected to alkaline degreasing, water washing, pickling, and water washing in this order. Subsequently, Zn plating was performed on the steel sheet after pretreatment at a current density of 100 A / dm 2 by a liquid circulation type electroplating apparatus using a plating bath made of zinc sulfate, sodium sulfate, and sulfuric acid.
  • the steel sheet was annealed at the maximum heating temperature shown in Tables 5 and 6 and the residence time shown in Tables 5 and 6, and cooled at the average cooling rate shown in Tables 5 and 6.
  • the mechanical grinding of the end face was performed in order to prevent delayed fracture that occurs starting from defects introduced during shear cutting in order to appropriately evaluate the effect of delayed fracture resistance improvement by the softened layer of the steel sheet surface layer.
  • the test piece was bent by a push bending method to produce a bending test piece having a radius of 5R.
  • the opening amount of the bending test piece after stress unloading was 40 mm.
  • a strain gauge was attached to the surface of the bending test piece, tightened with a bolt, the bending test piece was elastically deformed, and the amount of strain was read to calculate the load stress.
  • the bending test piece was immersed in an aqueous solution of ammonium thiocyanate, subjected to electrolytic charging at a current density of 1.0 mA / cm 2 , and a delayed fracture acceleration test was conducted in which hydrogen penetrated into the steel sheet.
  • a steel plate having good delayed fracture resistance was evaluated as a steel plate that did not crack even when the electrolytic charge time reached 100 hours, and a steel plate that had crack resistance was evaluated as poor (x).
  • Tables 7 and 8 As shown in Tables 7 and 8, in the examples of the present invention, the evaluation is good and the hydrogen embrittlement resistance is excellent.
  • Example 2 Slabs having the composition of Z to AL shown in Table 9 and Table 10 were cast, and immediately after casting, they were hot rolled under the conditions shown in Table 11 (slab heating temperature, hot rolling completion temperature). Next, the hot-rolled steel sheet was wound at the winding temperature shown in Table 11 and pickled. After pickling, it was cold-rolled at a rolling reduction shown in Table 11 to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.6 mm (cold-rolled steel sheets in Experimental Examples 57 to 93 shown in Table 11).
  • the cold rolled steel sheets of Experimental Examples 57 to 93 were passed through a continuous annealing line or a continuous hot dip galvanizing line, and the steel sheets of Experimental Examples 57 to 93 (Cold rolled steel sheets (CR) shown in Tables 11 to 13), Electrogalvanized steel sheets (EG), hot dip galvanized steel sheets (GI), and galvannealed steel sheets (GA)) were produced.
  • the steel sheet was annealed at the maximum heating temperature shown in Table 12, then cooled to the cooling end temperature shown in Table 12 at the average cooling rate shown in Table 12, and then shown in Table 12 Bending-bending deformation was performed with a roll of radius, and then heat treatment was performed at the heat treatment temperature and time shown in Table 12.
  • Experimental examples 86 and 89 are experimental examples in which the heat treatment temperature is outside the scope of the present invention.
  • the steel sheets of Experimental Examples 57 to 93 were investigated for hydrogen embrittlement resistance in the same manner as in Experimental Example 1, and evaluated in the same manner as in Experimental Example 1. The results are shown in Table 13. As shown in Table 13, in the examples of the present invention, the evaluation was good, and the hydrogen embrittlement resistance was excellent. In contrast, in the comparative example, the evaluation was x, and the hydrogen embrittlement resistance was insufficient.
  • the structure inside the steel plate was observed by the following method, and the volume fraction of the structure was determined. Asked.
  • the volume fraction of retained austenite was parallel to the plate surface of the steel sheet and X-ray analysis was performed using a 1 / 4-thick surface as the observation surface, and the area fraction was calculated and converted to a volume fraction.
  • the volume fraction of ferrite, bainitic ferrite, bainite, tempered martensite, and fresh martensite was obtained by taking a sample with the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet as the observation surface, polishing the observation surface, Etching and observing the range of 1/8 to 3/8 thickness centered on 1/4 of the plate thickness with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM) to measure the area fraction, It was converted to volume fraction.
  • the observation surface observed with the FE-SEM was a square with a side of 30 ⁇ m.
  • ferrite is a massive crystal grain, and there is no iron-based carbide having a major axis of 100 nm or more inside.
  • Bainitic ferrite is a collection of lath-like crystal grains and does not contain iron-based carbide having a major axis of 20 nm or more.
  • Bainite is a collection of lath-shaped crystal grains, and has a plurality of iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside, and further, these carbides are a single variant, that is, an iron-based material that extends in the same direction. It belongs to the carbide group.
  • Tempered martensite is an aggregate of lath-like crystal grains, and has a plurality of iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside, and further, these carbides are a plurality of variants, that is, a plurality of elongated in different directions. It belongs to the iron-based carbide group.
  • the volume fraction of fresh martensite was determined as the difference between the area fraction of the non-corroded region observed with FE-SEM and the area fraction of residual austenite measured with X-rays. Table 13 shows the results of determining the tissue fraction.
  • the steel sheet structure has a volume fraction of ferrite: 10 to 50%, bainitic ferrite and / or bainite: 10 to 60%, tempered martensite: 10 to 50%, fresh martensite: 10% or less, and 2 to 25% when residual austenite is present Had.
  • the steel sheets of Experimental Examples 57 to 93 were observed using a transmission electron microscope to investigate the dislocation density.
  • the maximum tensile strength (TS) was measured.
  • the results are shown in Table 13.
  • the dislocation density of tempered martensite was 10 14 / m 2 or more, and the maximum tensile strength was 900 MPa or more.
  • the heat treatment temperature was high, so the dislocation density of tempered martensite was less than 10 14 / m 2 and the maximum tensile strength was insufficient.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more and having excellent hydrogen embrittlement resistance while achieving both delayed fracture resistance and good formability. Therefore, the present invention has high applicability in the steel plate manufacturing industry and the steel plate using industry.

Abstract

　鋼板の組織中に、（ａ）体積分率で、フェライトが１０～５０％、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトが１０～６０％、及び、焼戻しマルテンサイトが１０～５０％存在し、かつ、（ｂ）Ｓｉ、又は、Ｓｉ及びＡｌを０．１％以上含有する鉄系炭化物が４×１０8（個／ｍｍ3）以上存在することを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰa以上の高強度鋼板。

Description

耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板及びその製造方法
　本発明は、耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板、及び、その製造方法に関するものである。
　近年、自動車や建築などに用いる鋼板には高強度化が強く要求されている。例えば、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板は、バンパーやインパクトビーム等の補強材として、その適用が急速に進んでいる。しかし、高強度鋼板の適用に際しては、遅れ破壊の発生を防止するという課題を解決する必要がある。
　遅れ破壊とは、使用状況下で高い応力が作用している鋼部材（例えば、ＰＣ鋼線、ボルト）が、突然破壊する現象である。この現象は、環境から侵入する水素と密接に関係することが知られている。
　鋼部材の遅れ破壊に大きく影響を及ぼす因子として、鋼板強度が知られている。鋼板は、高強度であるほど、塑性変形や破断が起こり難いので、高い応力が作用する環境で使用される可能性が高い。
　なお、高い応力が作用する部材に低強度鋼部材を用いると、塑性変形して破断に至るので、遅れ破壊は起きない。
　自動車用鋼板のように、鋼板を成形して部材として使用する鋼部材においては、成形後に発生する残留応力が、鋼板強度が高いほど大きいので、遅れ破壊が発生する懸念が高い。即ち、鋼部材においては、鋼が高強度であるほど、遅れ破壊発生の懸念が高い。
　従来、耐遅れ破壊特性を考慮した鋼材の開発は、条鋼や厚鋼板の分野で、数多く行われてきた。例えば、条鋼や、ボルト用の鋼においては、焼戻しマルテンサイトの形成を中心に開発が行われ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等の焼戻し軟化抵抗性を高める元素が、耐遅れ破壊特性の向上に有効であることが報告されている（例えば、非特許文献１、参照）。
　これは、水素のトラップサイトとして作用する合金炭化物を析出させて、遅れ破壊の形態を、粒界破壊から粒内破壊へ移行させる技術である。
　しかし、非特許文献１に記載の鋼は、Ｃが０．４％以上で、かつ、合金元素を多く含むので、薄鋼板で要求される加工性や溶接性が劣悪である。また、合金炭化物を析出させるのに、数時間以上の熱処理が必要であるので、非特許文献１の技術は、鋼の製造性に問題がある。
　特許文献１には、Ｔｉ、Ｍｇを主体とする酸化物により、水素性欠陥の発生を防ぐことが記載されている。しかし、この技術は、対象が厚鋼板であり、大入熱溶接後の遅れ破壊については考慮しているが、薄鋼板に要求される高い成形性と耐遅れ破壊特性の両立に関しては、考慮していない。
　薄鋼板においては、板厚が薄いため水素が侵入しても短時間で放出されること、また、加工性の点で引張最大強度９００ＭＰａ以上の鋼板の利用がほとんどなかったことなどから、遅れ破壊に対する問題は小さく扱われてきた。しかし、今日、高強度薄鋼板の利用が高まっていることから、耐水素脆性に優れた高強度鋼板を開発する必要がある。
　これまで、耐水素脆性を高める技術は、ほとんどが、ボルト、条鋼、厚鋼板等の製品のままで、耐力又は降伏応力以下で使用する鋼材に関するものである。即ち、従来技術は、自動車部材のような、加工性（切断性、プレス成形性等）と同時に、耐水素脆性が求められる鋼材（鋼板）を対象とする技術でない。
　通常、鋼板を成形した後の部材には、残留応力が部材内部に残留する。残留応力は、局所的ではあるが、素材鋼板の降伏応力を上回る場合がある。それ故、部材内部に、高い残留応力が残留しても、水素脆化が生じない鋼板が求められている。
　薄鋼板の遅れ破壊に関して、例えば、非特許文献２は、残留オーステナイトの加工誘起変態に起因する遅れ破壊の助長について報告している。これは、薄鋼板の成形加工を考慮したもので、非特許文献２には、耐遅れ破壊特性を劣化させない残留オーステナイト量が記載されている。
　即ち、上記報告は、特定の組織を持つ高強度薄鋼板に関するものであり、根本的な耐遅れ破壊特性の向上対策とは言えない。
　特許文献２には、水素トラップ能と成形性を考慮した薄鋼板として、耐つまとび性に優れたホウロウ容器用鋼板が記載されている。これは、製造時に鋼板中に侵入する水素を、鋼板内の酸化物でトラップして、ホウロウがけを行った後に発生する“つまとび”（表面欠陥）の発生を抑制するものである。
　しかし、特許文献２の技術では、鋼板内部に多量の酸化物が含まれることになる。酸化物が、鋼板内に高密度で分散していると、成形性が劣化するので、特許文献２の技術を、高い成形性が必要となる自動車用鋼板に適用することは難しい。さらに、特許文献２の技術は、高強度と耐遅れ破壊特性の両立を図るものではない。
　この問題を解決するために酸化物を析出させた鋼板が提案されている（例えば、特許文献３、参照）。このような鋼板においては、鋼板中に分散した酸化物が、鋼中に侵入した水素をトラップするトラップサイトとして働くので、応力集中部位や、遅れ破壊懸念部位への水素の拡散、集積が抑制される。
　しかし、このような効果を得るためには、鋼板中に、酸化物を高密度で分散させなければならず、製造条件を厳格に管理する必要がある。
　高強度鋼板に関しては、例えば、特許文献４~９の技術があり、また、溶融亜鉛めっき鋼板に関しては、例えば、特許文献１０の技術があるが、以上説明したように、耐遅れ破壊特性と、良好な成形性が両立する高強度鋼板を開発することは極めて難しい。
　特許文献１１には、引張強度９８０Ｎ／ｍｍ３以上の耐久性に優れた超高張力鋼帯が開示されている。この超高張力鋼帯においては、耐水素遅れ割れ特性が配慮されているが、基本的には、マルテンサイトによって耐遅れ破壊特性を担っている（従来手法）ので、成形性が不充分である。
　特許文献１２には、引張強度が９８０ＭＰａ以上の耐水素脆化特性に優れた高強度薄鋼板が開示されている。特許文献１３には、加工性と耐水素脆化特性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。
　しかし、いずれの鋼板においても、粒内に析出する粒子の量が少なく、耐水素脆化特性が今日求められている水準には達していない。したがって、耐遅れ破壊特性と、良好な成形性が両立する高強度鋼板の開発が強く求められている。
特開平１１−２９３３８３号公報 特開平１１−１００６３８号公報 特開２００７−２１１２７９号公報 特開平１１−２７９６９１号公報 特開平０９−０１３１４７号公報 特開２００２−３６３６９５号公報 特開２００３−１０５５１４号公報 特開２００３−２１３３６９号公報 特開２００３−２１３３７０号公報 特開２００２−０９７５６０号公報 特開平１０−０６０５７４号公報 特開２００５−０６８５４８号公報 特開２００６−２８３１３１号公報
「水素脆性解明の新展開」（日本鉄鋼協会、１９９７年１月発行） ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、ｖｏｌ．５、Ｎｏ．６、１８３９~１８４２頁、山崎ら、１９９２年１０月、日本鉄鋼協会発行
　従来技術では、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、求められる耐水素脆化特性が得られていない。
　本発明は、耐遅れ破壊特性と、良好な成形性が両立する高強度鋼板の開発が強く求められている事情に鑑み、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を有するとともに、優れた耐水素脆化特性を有する高強度鋼板と、その製造方法を提供することを課題とする。
　１）本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、鋼板組織中に、（Ａ）“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”を０．１％以上含有する鉄系炭化物を析出させると、耐遅れ破壊特性と、良好な成形性を両立させることができることが判明した（詳細は、後述する。）。
　本発明（高強度鋼板）は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　（１）鋼板の組織中に、
（ａ）体積分率で、フェライトが１０~５０％、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトが１０~６０％、及び、焼戻しマルテンサイトが１０~５０％存在し、かつ、
（ｂ）Ｓｉ又はＳｉ及びＡｌを０．１％以上含有する鉄系炭化物が４×１０８（個／ｍｍ３）以上存在する
ことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
　（２）前記鋼板の組織中に、体積分率で、フレッシュマルテンサイトが１０％以下存在することを特徴とする前記（１）に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
　（３）前記鋼板の組織中に、体積分率で、残留オーステナイトが２~２５％存在することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
　（４）前記鉄系炭化物が、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトに存在することを特徴とする前記（１）~（３）のいずれかに記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
　（５）前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０７％~０．２５％、Ｓｉ：０．４５~２．５０％、Ｍｎ：１．５~３．２０％、Ｐ：０．００１~０．０３％、Ｓ：０．０００１~０．０１％、Ａｌ：０．００５~２．５％、Ｎ：０．０００１~０．０１００％、Ｏ：０．０００１~０．００８０％、を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする前記（１）~（４）のいずれかに記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
　（６）前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５~０．０９％、及び、Ｎｂ：０．００５~０．０９％の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（５）に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
　（７）前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１~０．０１％、Ｃｒ：０．０１~２．０％、Ｎｉ：０．０１~２．０％、Ｃｕ：０．０１~０．０５％、Ｍｏ：０．０１~０．８％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（５）又は（６）に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
　（８）前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｖ：０．００５~０．０９％を含有することを特徴とする前記（５）~（７）のいずれかに記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
　（９）前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上を、合計で０．０００１~０．５％含有することを特徴とする前記（５）~（８）のいずれかに記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
　（１０）前記鋼板が、表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする前記（１）~（９）のいずれかに記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
　２）本発明者らは、さらに、“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”を０．１％以上含有する鉄系炭化物を、簡便に、鋼板組織中に析出させる方法について鋭意検討した。
　その結果、（Ｂ）２５０℃以下に冷却した鋼板に曲げ−曲げ戻し変形を施すと、“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”を含有する鉄系炭化物が析出する核生成サイトを導入することができ、その後、（Ｃ）鋼板に、１５０~４００℃の熱処理を施すと、“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”を含有する鉄系炭化物を、鋼板組織中に、極短時間で多量に析出させることができることが判明した（詳細は、後述する。）。
　本発明（製造方法）は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　（１１）前記（１）~（９）のいずれかに記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造する製造方法において、
　（ｘ）前記（５）~（９）のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを鋳造し、直接、又は、一旦冷却した後、１０５０℃以上の温度に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を完了し、４００~６７０℃の温度域で巻き取り、酸洗後、圧下率４０~７０％で冷間圧延し、次いで、
　（ｙ）連続焼鈍ラインにて、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍し、その後、平均冷却速度１~１０００℃／秒で２５０℃以下まで冷却し、次いで、
　（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
　（１２）前記（１）~（９）のいずれかに記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造する製造方法において、
　（ｘ）前記（５）~（９）のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを鋳造し、直接、又は、一旦冷却した後、１０５０℃以上の温度に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を完了し、４００~６７０℃の温度域で巻き取り、酸洗後、圧下率４０~７０％で冷間圧延し、次いで、
　（ｙ）連続焼鈍ラインにて、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍し、その後、平均冷却速度１~１０００℃／秒でＭｓ点~Ｍｓ点−１００℃まで冷却し、次いで、
　（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
　（１３）前記（１０）に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造する製造方法において、前記（ｚ）の熱処理に続き、鋼板表面に亜鉛めっきを施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
　（１４）前記亜鉛めっきが、電気亜鉛めっきであることを特徴とする前記（１３）に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
　（１５）前記（１０）に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造する製造方法において、
　（ｘ）請求項５~９のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを鋳造し、直接、又は、一旦冷却した後、１０５０℃以上の温度に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を完了し、４００~６７０℃の温度域で巻き取り、酸洗後、圧下率４０~７０％で冷間圧延し、次いで、
　（ｙ）連続溶融亜鉛めっきラインにて、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍し、その後、平均冷却速度１~１０００℃／秒で冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、平均冷却速度１℃／秒以上で２５０℃以下まで冷却し、次いで、
　（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
　（１６）前記（１０）に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造する製造方法において、
　（ｘ）前記（５）~（９）のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを鋳造し、直接、又は、一旦冷却した後、１０５０℃以上の温度に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を完了し、４００~６７０℃の温度域で巻き取り、酸洗後、圧下率４０~７０％で冷間圧延し、次いで、
　（ｙ）連続溶融亜鉛めっきラインにて、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍し、その後、平均冷却速度１~１０００℃／秒で冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、平均冷却速度１℃／秒以上でＭｓ点~Ｍｓ点−１００℃まで冷却し、次いで、
　（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
　（１７）前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０~６００℃の温度で合金化処理を施し、次いで、平均冷却速度１℃／秒以上で２５０℃以下まで冷却することを特徴とする前記（１５）又は（１６）に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、耐遅れ破壊特性と、良好な成形性を両立させて、耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供することができる。
　本発明の高強度鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）は、鋼板の組織中に、（ａ）体積分率で、フェライトが１０~５０％、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトが１０~６０％、及び、焼戻しマルテンサイトが１０~５０％存在し、かつ、（ｂ）Ｓｉ又はＳｉ及びＡｌを０．１％以上含有する鉄系炭化物が４×１０８（個／ｍｍ３）以上存在することを特徴とする。
　まず、本発明鋼板の特徴について説明する。
　本発明鋼板の組織は、良好な延性を確保するため、フェライトを主相とし、他に、硬質組織として、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトを、単独又は複合で含有する。なお、穴拡げ性を高めるため、鋼板組織を、マルテンサイト単相や、マルテンサイトとベイナイトの複相組織としてもよい。
　本発明鋼板の鋼板組織は、体積分率で、フェライト：１０~５０％、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイト：１０~６０％、焼戻しマルテンサイト：１０~５０％とする。他に、残留オーステナイト：２~２５％、フレッシュマルテンサイト：１０％以下を含んでいてもよい。上記鋼板組織を含む本発明鋼板は、より一層、高強度で、優れた延性と伸びフランジ性（穴拡げ性）を有するものとなる。
　まず、鋼板組織の体積分率を規定する理由について説明する。
　フェライト：１０~５０％
　フェライトは、延性の向上に有効な組織である。フェライトの体積分率は１０~５０％とする。体積分率が１０％未満であると、充分な延性を確保することが難しいので、下限を１０％とする。体積分率は、充分な延性を確保する観点から、１５％以上が好ましく、２０％以上がより好ましい。
　一方、フェライトは軟質な組織であるので、体積分率が５０％を超えると、降伏応力が低下する。それ故、上限を５０％とする。体積分率は、高強度鋼板の降伏応力を充分高める観点から、４５％以下が好ましく、４０％以下がより好ましい。
　なお、フェライトは、転位をほとんど含まない再結晶フェライト、析出強化したフェライト、加工ままの未再結晶フェライト、及び、転位の一部が回復したフェライトの何れでもよい。
　ベイニティックフェライト及び／又はベイナイト：１０~６０％
　ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトは、軟質なフェライトと硬質な焼戻しマルテンサイト及び／又はフレッシュマルテンサイトの間の硬度を持つ組織である。本発明鋼板の伸びフランジ性を向上させるため、鋼板組織に、体積分率で１０~６０％存在させる。
　体積分率が１０％未満であると、充分な伸びフランジ性が得られないので、下限を１０％とする。体積分率は、伸びフランジ性を良好に維持する観点から１５％以上が好ましく、２０％以上がより好ましい。
　一方、体積分率が６０％を超えると、フェライト及び焼戻しマルテンサイトを、ともに適量生成させることが困難となり、延性と降伏応力のバランスが悪化するので、上限を６０％とする。体積分率は、延性と降伏応力のバランスを良好に維持する観点から、５５％以下が好ましく、５０％以下がより好ましい。
　焼戻しマルテンサイト：１０~５０％
　焼戻しマルテンサイトは、降伏応力を大きく向上させる組織であるので、体積分率は１０~５０％とする。体積分率が１０％未満であると、充分な降伏応力が得られないので、下限を１０％とする。体積分率は、充分な降伏応力を確保する観点から１５％以上が好ましく、２０％以上がより好ましい。
　一方、体積分率が５０％を超えると、延性の向上に必要なフェライト及び残留オーステナイトを確保することが困難となるので、上限を５０％とする。体積分率は、延性を充分に高める観点から、４５％以下が好ましく、４０％以下がより好ましい。
　なお、本発明鋼板の鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトは、低温焼戻しマルテンサイトが好ましい。低温焼戻しマルテンサイトは、透過型電子顕微鏡を用いて観察される転位密度が１０１４／ｍ２以上で、例えば、１５０~４００℃の低温熱処理で得ることができる。
　例えば、６５０℃以上の高温熱処理で得られる高温焼戻しマルテンサイトは、転位が集積しているので、透過型電子顕微鏡を用いて観察される転位密度は１０１４／ｍ２未満である。
　焼戻しマルテンサイトの転位密度が１０１４／ｍ２以上であると、より一層優れた強度を有する鋼板を得ることができる。したがって、本発明鋼板において、鋼板組織の焼戻しマルテンサイトが低温焼戻しマルテンサイトであると、より一層優れた強度を確保することができる。
　残留オーステナイト：２~２５％
　残留オーステナイトは、延性の向上に有効な組織である。体積分率が２％未満であると、充分な延性が得られないので、下限を２％とする。体積分率は、延性を確実に確保する観点から、５％以上が好ましく、８％以上がより好ましい。
　一方、体積分率を２５％超とするためには、Ｃ、Ｍｎに代表されるオーステナイト安定化元素を多量に添加する必要があるが、その結果、溶接性が著しく劣化するので、上限を２５％とする。体積分率は、溶接性の確保の観点から、２１％以下が好ましく、１７％がより好ましい。
　なお、本発明鋼板の鋼板組織に、残留オーステナイトが含まれていることが、延性の向上の点で有効であるが、充分な延性が得られる場合、残留オーステナイトは存在しなくてもよい。
　フレッシュマルテンサイト：１０％以下
　フレッシュマルテンサイトは、降伏応力及び伸びフランジ性を低下させるので、体積分率で１０％以下とする。降伏応力を高める観点から、体積分率は５％以下が好ましく、２％以下がより好ましい。
　その他の組織
　本発明鋼板の鋼板組織には、パーライト及び／又は粗大なセメンタイトなどの組織が含まれていてもよい。しかし、パーライト及び／又は粗大なセメンタイトが多くなると、特に延性が劣化するので、体積分率は、合計で１０％以下が好ましく、５％以下がより好ましい。
　鋼板組織を構成するフェライト、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト及び残部組織の同定、存在位置の確認、及び、面積率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示の試薬で、鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察及び１０００~１０００００倍の走査型又は透過型電子顕微鏡で観察することで可能である。
　また、ＦＥ−ＳＥＭを用いたＥＢＳＰ法による結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織の判別は可能である。
　本発明鋼板の鋼板組織に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法で得ることができる。
　残留オーステナイトの体積分率は、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行い、残留オーステナイトの面積分率を算出し、それを持って体積分率とする。
　フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、及び、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とする１／８~３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率とする。
　なお、ＦＥ−ＳＥＭでの観察においては、例えば、一辺が３０μｍの正方形とした観察面における組織を、以下のように区別することができる。
　フェライトは塊状の結晶粒であって、内部に、長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。なお、フェライトの体積分率は、最高加熱温度において残存するフェライトと、フェライト変態温度域で新たに生成したフェライトの体積分率の和である。
　製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難であるので、本発明鋼板においては、連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインに通板する前の鋼板の小片を切り出し、その小片を、連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片中のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの体積分率とした。
　ベイニティックフェライトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。
　ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、さらに、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。
　焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、さらに、その炭化物が複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
　なお、ＦＥ−ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることにより、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを容易に区別することができる。
　フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは充分に腐食されないので、ＦＥ−ＳＥＭによる観察において、上述の組織（フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）と明瞭に区別することができる。それ故、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、ＦＥ−ＳＥＭで観察される腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求めることができる。
　本発明鋼板は、Ｓｉ又はＳｉ及びＡｌを０．１％以上含有する鉄系炭化物を、４×１０８（個／ｍｍ３）以上含有することを特徴とする。
　本発明鋼板においては、鉄系炭化物がＳｉ又はＳｉ及びＡｌを含むことにより、鉄系炭化物の水素トラップ能が向上して、優れた耐水素脆化特性（耐遅れ破壊特性）が得られる。
　まず、本発明者らが、鉄系炭化物に着目した理由について説明する。
　Ｖ系、Ｔｉ系、Ｎｂ系、Ｍｏ系の合金炭化物を析出させるには、長時間の熱処理を必要とするので、薄鋼板の製造ラインである連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインで鋼板を製造する場合、鋼板中に、上記合金炭化物を、充分に析出させることはできない。上記合金炭化物を、充分に析出させるためには、付加的な熱処理が必要である。
　Ｖ系、Ｔｉ系、Ｎｂ系、Ｍｏ系の合金炭化物を析出させるには、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインを通板させた鋼板に、合金元素の拡散が容易な６００℃程度の高温で長時間の付加的熱処理を施さなければならない。その結果、鋼板の強度低下は避けられない。
　これらのことを踏まえ、本発明者らは、低温で、かつ、短時間で析出する鉄系炭化物に着目した。鋼板は充分に多量のＦｅ原子を含んでいるので、セメンタイトを始めとする鉄系炭化物を析出させるために、Ｆｅ原子を長距離にわたって拡散させる必要はない。それ故、鉄系炭化物は、３００℃程度の低温でも、短時間で析出することが可能である。
　しかし、セメンタイトを始めとする鉄系炭化物は、水素トラップ能が小さく、耐水素脆化特性（耐遅れ破壊特性）の向上にはあまり寄与しない。この理由は、水素トラップのメカニズムと密接に関係する。即ち、水素は、析出物と母相との整合界面にトラップされるが、鉄系炭化物は、母相と整合して析出し難いので、水素トラップ能が小さいと推定される。
　そこで、本発明者らは、鉄系炭化物と母相との整合性を高めて、鉄系炭化物に水素トラップ能を付与することを検討した。その結果、詳細なメカニズムは不明であるが、鉄系炭化物に、“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”を含有させると、耐水素脆化特性（耐遅れ破壊特性）が大きく向上することが判明した。
　鉄系炭化物に、ＳｉやＡｌを含有させることで、鉄系炭化物と母相の整合性が高まり、水素トラップ能が向上したと推定される。
　しかし、ＳｉやＡｌは、セメンタイトに殆ど固溶せず、セメンタイトの析出を大幅に遅延させるので、“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”を含有する鉄系炭化物を析出させることは難しい。
　本発明者らは、鋭意検討を重ね、（ａ）２５０℃以下に冷却した鋼板に曲げ−曲げ戻し変形を加えて、鉄系炭化物の核生成サイトとなる転位を導入するとともに、（ｂ）鋼板のミクロ組織中に膨れる転位を再配列させて、転位が高密度に存在する部位を形成して、“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”を含有する鉄系炭化物が析出する核生成サイトを導入し、その後、（ｃ）鋼板に、１５０~４００℃の熱処理を施すと、“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”を含有する鉄系炭化物を、極短時間で多量に析出させることが可能であることを見いだした。この点が、本発明の基礎となる知見である。
　本発明者らは、さらに開発を進め、次の知見を得るに至った。
　マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下に冷却し、オーステナイトの一部をマルテンサイト相に変態させることで、鉄系炭化物の核生成サイトとなる転位を、マルテンサイト相及びその周辺に大量に生成させた鋼板に、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、１５０~４００℃の熱処理を施しても、Ｓｉ又はＳｉ及びＡｌを含有する鉄系炭化物を、極短時間で多量に析出させることが可能である。この点も、本発明の基礎となる知見である。
　Ｓｉは、セメンタイトなどの鉄系炭化物の析出を遅延させるとともに、セメンタイト中にほとんど含まれない元素であるので、Ｓｉを含有する鉄系炭化物による耐遅れ破壊特性の向上効果は、これまで見いだされていなかった。
　このように、本発明者らは、“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”を含有する鉄系炭化物を、鋼板組織中に、母相と整合性よく、極短時間で多量に析出させる手法を確立した。
　鉄系炭化物に含まれる“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”が０．１％未満であると、水素トラップ能が不充分となるので、鉄系炭化物に含まれる“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”の量は０．１％以上とする。好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。
　本発明鋼板において、充分な耐水素脆化特性を得るためには、鉄系炭化物を４×１０８（個／ｍｍ３）以上含有する必要がある。鉄系炭化物の個数が４×１０８（個／ｍｍ３）未満であると、耐水素脆化特性（耐遅れ破壊特性）が不充分となるので、鉄系炭化物の個数は４×１０８（個／ｍｍ３）以上とする。好ましくは１．０×１０９（個／ｍｍ３）以上、より好ましくは２．０×１０９（個／ｍｍ３）である。
　本発明鋼板に含まれる鉄系炭化物の密度や組成は、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を併設した透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）や、三次元アトムプローブ電解イオン顕微鏡（ＡＰ−ＦＩＭ）で測定することができる。
　なお、本発明鋼板に含まれるＳｉ又はＳｉ及びＡｌを含有する鉄系炭化物は、数~数十ｎｍと、かなり小さい。このため、ＴＥＭで、薄膜を用いて組成分析を行うに当たり、鉄系炭化物のみならず、母相中のＳｉ、Ａｌも同時に測定してしまう場合がある。
　この場合、ＡＰ−ＦＩＭを用いて鉄系炭化物の組成分析を行うことが好ましい。ＡＰ−ＦＩＭは、鉄系炭化物を構成する原子１個１個を測定することができるので、極めて精度が高い。それ故、ＡＰ−ＦＩＭを用いることで、微細な析出物である鉄系炭化物の組成や鉄系炭化物の個数密度を精度よく測定することができる。
　次に、本発明鋼板の成分組成について説明する。なお、以下、％は質量％を意味する。
　Ｃ：０．０７~０．２５％
　Ｃは、鋼板の強度を高める元素である。Ｃが０．０７％未満であると、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することができず、一方、０．２５％を超えると、溶接性や加工性が不充分となるので、０．０７~０．２５％とする。Ｃは、０．０８~０．２４％が好ましく、より好ましくは０．０９~０．２３％である。
　Ｓｉ：０．４５~２．５０％
　Ａｌ：０．００５~２．５％
　Ｓｉ及びＡｌは、鉄系炭化物中に固溶させて、耐水素脆化特性（耐遅れ破壊特性）を向上させる極めて重要な元素である。耐水素脆化特性は、鉄系炭化物が、Ｓｉ又はＳｉ及びＡｌを０．１％以上含有することで、顕著に向上する。
　Ｓｉが０．４５％未満であると、鉄系炭化物中のＳｉ量が減少し、Ｓｉ又はＳｉ及びＡｌを０．１％以上含有させることができず、耐遅れ破壊特性の向上効果が不充分となる。
　なお、Ａｌを含有する場合、Ｓｉを含有する場合と同様の効果が得られるが、Ｓｉのみを含有させることにより、上記効果が充分に得られる場合は、Ａｌを含有していなくてもよい。ただし、Ａｌは、脱酸材として作用するので、０．００５％以上添加する。
　一方、Ｓｉが２．５０％を超えたり、Ａｌが２．５％を超えたりすると、鋼板の溶接性や加工性が不充分となるので、Ｓｉの上限は２．５０％とし、Ａｌの上限は２．５％とする。
　Ｓｉは０．４０~２．２０％が好ましく、０．５０~２．００％がより好ましい。Ａｌは０．００５~２．０％が好ましく、０．０１~１．６％がより好ましい。
　Ｍｎ：１．５~３．２０％
　Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用をなす元素である。Ｍｎが１．５％未満であると、焼鈍後の冷却中に、軟質な組織が多量に生成して、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなるので、下限を１．５％とする。
　９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確実に確保する観点から、Ｍｎの下限は１．６％が好ましく、１．７％がより好ましい。
　一方、Ｍｎが３．２０％を超えると、Ｍｎの偏析に起因する脆化が起こり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こり易くなり、また、溶接性も劣化するので、上限を３．２０％とする。
　スラブの割れを防止する観点から、Ｍｎの上限は３．００％が好ましく、２．８０％以下がより好ましく、２．６０％以下がさらに好ましい。
　Ｐ：０．００１~０．０３％
　Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する元素であり、また、溶接部を脆化させる元素でもある。Ｐが０．０３％を超えると、溶接部の脆化が顕著になるので、上限を０．０３％とする。溶接部の脆化を確実に避けるためには、０．０２％以下とすることが好ましい。
　Ｐを０．００１％未満に低減することは、経済的に不利であるので、下限を０．００１％とする。
　Ｓ：０．０００１~０．０１％
　Ｓは、溶接性と、鋳造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼす元素である。それ故、上限を０．０１％とした。Ｓを０．０００１％未満に低減することは、経済的に不利であるので、下限を０．０００１％とした。
　なお、Ｓは、Ｍｎと結合して、粗大なＭｎＳを形成して、曲げ性を低下させるので、できるだけ少なくする必要がある。
　Ｎ：０．０００１~０．０１００％
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる元素である。Ｎが０．０１００％を超えると、曲げ性や穴拡げ性が顕著に劣化するので、上限を０．０１００％とした。
　なお、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因になるので、少ない方が好ましい。
　Ｎの下限は、特に定める必要はないが、０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に増加するので、０．０００１％が実質的な下限である。Ｎは、製造コストの観点から、０．０００５％以上が好ましい。
　Ｏ：０．０００１~０．００８０％
　Ｏは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる元素である。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、又は、切断面に存在すると、端面に切欠き状の疵や、粗大なディンプルを形成する。
　疵やディンプルは、曲げ加工時や、強加工時に、応力が集中し、亀裂発生の起点となるので、大幅な穴拡げ性又は曲げ性の劣化をもたらす。
　Ｏが０．００８０％を超えると、上記傾向が顕著となるので、上限を０．００８０％とした。好ましい上限は０．００７０％である。
　一方、Ｏを０．０００１％未満に低減することは、過度のコスト高を招き、経済的に好ましくないので、下限を０．０００１％とした。Ｏの下限は０．０００５％が好ましい。
　ただし、Ｏを０．０００１％未満に低減しても、９００ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた耐遅れ破壊特性を確保することは可能である。
　本発明鋼板においては、さらに、必要に応じて、以下の元素を含有する。
　Ｔｉ：０．００５~０．０９％
　Ｔｉは、析出強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化で、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。また、Ｔｉは、Ｂが窒化物となることを抑制する元素である。
　Ｂは、熱延時の組織制御や、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備での組織制御と高強度化に寄与する元素であるが、Ｂが窒化物になると、この効果が得られないので、Ｂが窒化物となるのを抑制するため、Ｔｉを添加する。
　しかし、Ｔｉが０．０９％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化するので、上限を０．０９％とする。一方、Ｔｉが０．００５％未満であると、Ｔｉの添加効果が充分に得られないので、下限を０．００５％とした。
　Ｔｉは０．０１０~０．０８％が好ましく、０．０１５~０．０７％がより好ましい。
　Ｎｂ：０．００５~０．０９％
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化で、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。
　しかし、Ｎｂが０．０９％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化するので、上限を０．０９％とする。一方、Ｎｂが０．００５％未満であると、Ｎｂの添加効果が充分に得られないので、下限を０．００５％とした。
　Ｎｂは０．０１０~０．０８％が好ましく、０．０１５~０．０７％がより好ましい。
　本発明鋼板は、Ｂ：０．０００１~０．０１％、Ｎｉ：０．０１~２．０％、Ｃｕ：０．０１~２．０％、Ｍｏ：０．０１~０．８％の１種又は２種以上を含有してもよい。
　Ｂ：０．０００１~０．０１％
　Ｂは、オーステナイトからのフェライト変態を遅延させて、鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｂは、熱延時において、オーステナイトからのフェライト変態を遅延させて、熱延板組織をベイナイト単相組織として、熱延板の均質性を高め、曲げ性の向上に寄与する元素である。
　Ｂが０．０００１％未満であると、Ｂの添加効果が充分に得られないので、下限を０．０００１％とする。一方、Ｂが０．０１％を超えると、添加効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造性が低下するので、上限を０．０１％とする。
　Ｂは、０．０００３~０．００７％が好ましく、０．０００５~０．００５０％がより好ましい。
　Ｃｒ：０．０１~２．０％
　Ｎｉ：０．０１~２．０％
　Ｃｕ：０．０１~２．０％
　Ｍｏ：０．０１~０．８％
　Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、鋼板の強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。本発明鋼板においては、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏの１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上添加することが好ましい。
　各元素の量が、各元素の上限を超えると、酸洗性、溶接性、熱間加工性などが劣化するので、Ｃｒ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの上限は２．０％とし、Ｍｏの上限は０．８％とする。
　Ｖ：０．００５~０．０９％
　Ｖは、ＴｉやＮｂと同様に、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化で、鋼板の強度の上昇に寄与する元素である。また、Ｖは、遅れ破壊特性の向上にも寄与する元素ある。
　それ故、引張最大強度が９００ＭＰａを超える鋼板の製造に際しては、Ｖを添加することが望ましい。
　しかし、Ｖが０．０９％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化する。また、Ｖが多いと、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっき設備を鋼板が通板する際に、フェライトの再結晶が大幅に遅延して、焼鈍後に、未再結晶フェライトが残り、大幅な延性低下をもたらす。それ故、Ｖの上限を０．０９％とする。
　一方、Ｖが０．００５％未満であると、Ｖの添加効果が不充分となるので、下限を０．００５％とする。Ｖは０．０１０~０．０８％が好ましく、０．０１５~０．０７％がより好ましい。
　本発明鋼板は、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上を、合計で０．０００１~０．５％含有してもよい。
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは、強度の向上や、材質の改善に寄与する元素である。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計が０．０００１％未満であると、充分な添加効果が得られないので、合計の下限を０．０００１％とする。
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計が０．５％を超えると、延性を損ない、成形加工性が悪化するので、上限を０．５％とする。なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。
　本発明鋼板においては、ＲＥＭやＣｅは、ミッシュメタルにて添加することが多く、また、ＬａやＣｅの他に、ランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。
　本発明鋼板が、不可避不純物として、Ｌａや、Ｃｅ以外のランタノイド系列の元素を含んでいても、本発明の効果は発現するし、また、金属ＬａやＣｅを含有していても、本発明の効果は発現する。
　本発明鋼板は、表面に亜鉛めっき層や合金化した亜鉛メッキ層を有する鋼板を含むものである。鋼板表面に亜鉛めっき層を形成することにより、優れた耐食性を確保することができる。
　また、鋼板表面に、合金化した亜鉛メッキ層を形成することにより、優れた耐食性と、優れた塗料密着性を確保することができる。
　次に、本発明鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法」ということがある。）について説明する。
　本発明鋼板を製造するには、まず、上述した成分組成を有するスラブを鋳造する。熱間圧延に供するスラブとして、連続鋳造スラブや、薄スラブキャスターなどで製造したもの用いることができる。本発明鋼板の製造方法は、鋳造後、直ちに熱間圧延を行なう連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
　スラブ加熱温度は１０５０℃以上にする。スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３点を下回って、フェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均質な混粒組織となる。
　熱延鋼板の組織が不均質な混粒組織であると、冷間圧延及び焼鈍工程を経ても、不均質な組織が解消されず、延性や曲げ性に劣る鋼板となる。
　本発明鋼板は、焼鈍後に９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するために、多量の合金元素を添加しているので、仕上げ圧延時の強度も高くなりがちである。
　スラブ加熱温度の低下は、仕上げ圧延温度の低下を招き、更なる圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招いたりするので、スラブ加熱温度は１０５０℃以上とする。
　スラブ加熱温度の上限は、特に定める必要はないが、スラブ加熱温度を過度に高くすることは、経済上好ましくないので、スラブ加熱温度の上限は１３００℃未満が好ましい。
　なお、Ａｒ３温度は、次の式で計算する。
　Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ
　　−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
　上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏは、各元素の含有量［質量％］である。
　仕上げ圧延温度の上限は、特に定める必要はないが、仕上げ圧延温度を過度に高くすると、その温度を確保するため、スラブ加熱温度を過度に高くしなければならないので、仕上げ圧延温度の上限は１０００℃が好ましい。
　巻取り温度は４００~６７０℃とする。巻取り温度が６７０℃を超えると、熱延板の組織中に、粗大なフェライトやパーライトが生成して、焼鈍後の組織不均質性が大きくなり、最終製品の曲げ性が劣化するので、上限を６７０℃とする。
　６７０℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させて、酸洗性を劣化させるので好ましくない。巻取り温度は、焼鈍後の組織を微細にし、強度−延性バランスを高め、また、第二相を均質分散させて曲げ性を向上させる観点から、６３０℃以下が好ましい。
　巻取り温度が４００℃未満であると、極端に熱延板強度が増大して、冷間圧延時の板破断や形状不良を誘発し易いので、巻取り温度の下限は４００℃とする。
　なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
　このようにして製造した熱延鋼板に酸洗を施す。酸洗は、鋼板表面の酸化物を除去するので、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性向上のために重要である。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。
　酸洗した熱延鋼板に、圧下率４０~７０％で冷間圧延を施し、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインに供する。圧下率が４０％未満であると、鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、また、最終製品の延性が劣化するので、圧下率の下限は４０％とする。
　圧下率が７０％を超えると、圧延荷重が大きくなりすぎて、冷間圧延が困難となるので、圧下率の上限は７０％とする。圧下率は、４５~６５％が好ましい。なお、圧延パスの回数、パス毎の圧下率は、特に規定しなくても、本発明の効果は発現するので、圧延パスの回数、パス毎の圧下率は、規定する必要がない。
　その後、冷延鋼板を、連続焼鈍ラインに通板して、高強度冷延鋼板を製造する。この際、以下に示す第１条件で行う。
　第１条件
　冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる際、冷延鋼板に、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍を施し、その後、平均冷却速度１~１０００℃／秒で２５０℃以下まで冷却し、次いで、半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施す。
　本発明製造方法においては、第１条件の下で連続焼鈍ラインに通板させて得た高強度冷延鋼板に、亜鉛電気めっきを施し、高強度亜鉛めっき鋼板としてもよい。
　また、本発明製造方法においては、上記冷延鋼板を、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させて、高強度亜鉛めっき鋼板を製造してもよい。この場合、本発明製造方法は、以下に示す第２条件又は第３条件で行う。
　第２条件
　冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板させる際、冷延鋼板に、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍を施し、その後、平均冷却速度１~１０００℃／秒で冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、平均冷却速度１℃／秒以上で２５０℃以下まで冷却し、次いで、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施す。
　この製造方法で、鋼板表面に、亜鉛めっき層が形成された耐遅れ破壊特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　第３条件
　冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板させる際、第２条件と同様に、亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０~６００℃の温度域で合金化処理を施し、次いで、平均冷却速度１℃／秒以上にて２５０℃以下まで冷却してもよい。
　このような合金化処理を施すと、鋼板表面に、亜鉛めっき層が合金化されたＺｎ−Ｆｅ合金が形成されて、合金か亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　本発明製造方法において、冷延鋼板を連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインに通板させる際に、最高加熱温度を７６０~９００℃とする理由は、熱延板中に析出したセメンタイト、又は、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインでの加熱中に析出したセメンタイトを溶解させ、充分な体積分率のオーステナイトを確保するためである。
　最高加熱温度が７６０℃未満であると、セメンタイトの溶解に長時間を要して、生産性が低下したり、セメンタイトが溶け残って、冷却後のマルテンサイト体積分率が低下し、引張最大強度９００ＭＰａ以上の確保ができなくなったりする。
　なお、最高加熱温度が９００℃を超えても、材質上何ら問題は生じないが、経済性に劣るので、好ましくない。
　焼鈍加熱時の滞留時間は、最高加熱温度などに応じて適宜決定すればよいので、特に限定する必要はないが、４０~５４０秒が好ましい。
　本発明製造方法において、冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる際、焼鈍を施した後に、平均冷却速度１~１０００℃／秒で２５０℃以下まで冷却する必要がある。
　平均冷却速度が１℃／秒未満であると、冷却過程で、過度なパーライト組織の形成を抑制することができず、引張最大強度９００ＭＰａ以上を確保することができない。
　平均冷却速度を過度に上げでも、材質上何ら問題は生じないが、過剰な設備投資が必要となるので、平均冷却速度は１０００℃／秒以下が望ましい。
　平均冷却速度１~１０００℃／秒での冷却終了温度を２５０℃以下とした理由は、鉄系炭化物の析出を促進させるためである。
　冷却終了温度が２５０℃を超えると、冷却終了後に、ロールで曲げ−曲げ戻し変形を施しても、曲げ−曲げ戻し変形により導入された転位が回復してしまい、鉄系炭化物の析出が促進され難くなる。
　冷却終了温度の下限は、特に定めなくても、本発明の効果は発現するが、冷却終了温度を室温以下にすることは困難であるので、室温が実質的な下限である。
　本発明製造方法においては、平均冷却速度１~１０００℃／秒で２５０℃以下まで冷却した鋼板に、半径８００ｍｍのロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施す。これは、鋼板中に転位を導入し、ＳｉやＡｌを含有する鉄系炭化物の析出を促進するためである。
　ロールの半径が８００ｍｍ超では、曲げ−曲げ戻し変形で、鋼板組織中に、効率的に転位を導入することが難しいので、ロールの半径は８００ｍｍ以下とする。
　鋼板に曲げ−曲げ戻し変形を施すことにより、鉄系炭化物の析出を促進するのは、板厚低下の懸念が小さいためである。
　半径８００ｍｍのロールで、冷延鋼板に曲げ−曲げ戻し変形を施す場合、２５０℃以下で行うと、転位を効率的に導入することができる。
　なお、本発明製造方法では、引張最大強度９００ＭＰａ以上の鋼板を製造するので、引張変形で塑性変形させることは難しいし、また、引張変形ではネッキングなどによる板破断の懸念があるので、曲げ−曲げ戻し変形が望ましい。
　本発明製造方法においては、冷延鋼板に、半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ−曲げ戻し変形を施した後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施す。このことで、Ｓｉ、又は、Ｓｉ及びＡｌを含有する鉄系炭化物が多量に析出する。
　本発明製造方法において、冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっき設備に通板させる際、連続焼鈍ライに通板させる際と同様に、冷延鋼板に、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍を施し、その後、平均冷却速度１~１０００℃／秒で冷却し、次いで、亜鉛めっき浴に浸漬し、その後、平均冷却速度１℃／秒以上で２５０℃以下まで冷却する。
　この方法により、溶融めっき鋼板を得ることができる。なお、亜鉛めっき浴の温度は、４４０~４８０℃が好ましい。
　本発明製造方法において、冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっき設備に通板する際、亜鉛めっき浴に浸漬し、その後、４６０~６００℃の温度域で合金化処理を施し、次いで、平均冷却速度１℃／秒以上で２５０℃以下まで冷却してもよい。
　この方法で、鋼板表面に合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板を得ることができる。溶融亜鉛めっき鋼板、又は、合金化した亜鉛めっき鋼板とすることで、鋼板の防錆性を高めることができる。
　本発明の実施形態においては、以下に示すように、高強度冷延鋼板又は高強度亜鉛めっき鋼板の製造時における連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインの焼鈍炉内の雰囲気は、Ｈ２を１~６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２及び不可避的不純物からなる雰囲気とする。
　そして、上記雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２０／ＰＨ２）を、
　−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２０／ＰＨ２）≦−０．５
とすることが好ましい。
　焼鈍炉内の雰囲気を、上記雰囲気とすると、鋼板に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌが鋼板表面に拡散する前に、鋼板内部に拡散したＯと鋼板内部のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌが反応して、鋼板内部に酸化物が形成され、鋼板表面に、これらの酸化物が生成するのを抑制することができる。
　したがって、焼鈍炉内の雰囲気を、上記雰囲気とすることで、鋼板表面に酸化物が生成することに起因する不めっきの発生を抑制することができるとともに、合金化反応を促進することができ、酸化物の生成に起因する化成処理性の劣化を防止することができる。
　なお、焼鈍炉内の雰囲気中における水分圧と水素分圧の比は、焼鈍炉内に水蒸気を吹き込む方法によって調整することができる。このように、焼鈍炉内の雰囲気中における水分圧と水素分圧の比を調整する方法は、簡便であり、好ましい。
　焼鈍炉内の雰囲気において、Ｈ２濃度が６０体積％を超えると、コスト高を招くので好ましくない。Ｈ２濃度が１体積％未満になると、鋼板に含まれるＦｅが酸化して、鋼板の濡れ性やめっき密着性が不充分となる恐れがある。
　焼鈍炉内の雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２０／ＰＨ２）を、
　−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２０／ＰＨ２）≦−０．５
とすると、Ｓｉを多量に含む鋼であっても、充分なめっき性を確保することができる。
　水分圧と水素分圧に係る対数ｌｏｇ（ＰＨ２０／ＰＨ２）の下限を−３とした理由は、−３未満では、鋼板表面にＳｉ酸化物（又はＳｉ酸化物及びＡｌ酸化物）が生成する割合が多くなり、濡れ性やめっき密着性が低下するからである。
　水分圧と水素分圧に係る対数ｌｏｇ（ＰＨ２０／ＰＨ２）の上限を−０．５とした理由は、ＰＨ２０／ＰＨ２を−０．５を超えて規定しても、効果が飽和するからである。
　これに対し、例えば、焼鈍炉内の雰囲気を、上記雰囲気としないで、冷延鋼板を連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインに通板させた場合、以下に示す問題が生じる。
　本発明製造方法においては、フェライト体積率を高め、延性を確保するため、Ｓｉ（又は、Ｓｉ及びＡｌ）を含み、鋼板強度を高めるＭｎを含むスラブを用いている。
　Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌは、Ｆｅと比較して極めて酸化し易い元素であるから、Ｆｅの還元雰囲気であっても、Ｓｉ（又は、Ｓｉ及びＡｌ）、Ｍｎを含有する鋼板の表面には、Ｓｉ酸化物（又は、Ｓｉ酸化物及びＡｌ酸化物）、Ｍｎ酸化物が生成する。
　鋼板の表面に存在する、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを単独で含む酸化物、及び／又は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを複合で含む酸化物は、鋼板の化成処理性を劣化させる原因となる。
　また、これらの酸化物は、亜鉛などの溶融金属との濡れ性が悪いので、Ｓｉ（又は、Ｓｉ及びＡｌ）を含有する鋼板の表面に発生する不めっきの原因となる。
　さらに、ＳｉやＡｌは、合金化処理を施した亜鉛めっき鋼板を製造する際に、合金化を遅延させるなどの問題を引き起こすことがある。
　これに対し、焼鈍炉内の雰囲気を上記雰囲気とすれば、Ｆｅの還元雰囲気ではあるが、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌが酸化され易い雰囲気であるので、上述したように、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの酸化物が鋼板内部に生成し、鋼板表面における酸化物の生成が抑制される。
　本発明製造方法においては、所定の成分組成を有するスラブを鋳造し、冷延した鋼板を所定の温度で焼鈍し、所定の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却し、次いで、半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施すので、“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”を０．１％以上含有する鉄系炭化物を、４×１０８（個／ｍｍ３）以上、析出させることができる。その結果、引張最大強度９００ＭＰａ以上で優れた成形性と耐水素脆化特性を有する高強度鋼板を製造することができる。
　本発明製造方法において、高強度冷延鋼板又は高強度亜鉛めっき鋼板を製造する際には、水分圧と水素分圧を調整して焼鈍炉内の雰囲気を制御したが、二酸化炭素と一酸化炭素の分圧を制御する方法、又は、炉内に直接酸素を吹き込む方法を用いて、焼鈍炉内の雰囲気を制御してもよい。
　この場合にも、水分圧と水素分圧を調整して焼鈍炉内の雰囲気を制御した場合と同様に、表層近傍の鋼板内部に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを単独で含む酸化物、及び／又は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを複合で含む酸化物を析出させることができ、前述した効果と同様の効果を得ることができる。
　本発明製造方法において、高強度亜鉛めっき鋼板を製造する際、めっき密着性を向上させるために、焼鈍前の鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅから選ばれる１種又は２種以上よりなるめっきを施してもよい。
　また、本発明製造方法において、高強度亜鉛めっき鋼板を製造する際、焼鈍から亜鉛めっき浴に浸漬するまでの方法として、次の方法のいずれかを採用してもよい。
　（ａ）「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍し、その後、亜鉛めっき浴温度近傍まで冷却して、亜鉛めっき浴に侵漬する」というゼンジマー法
　（ｂ）「焼鈍時の雰囲気を調節して、最初に鋼板表面を酸化させ、その後、還元することにより、めっき前の鋼板表面の清浄化を行い、その後、亜鉛めっき浴に侵漬する」という全還元炉方式
　（ｃ）「鋼板を脱脂酸洗した後に、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行い、その後、亜鉛めっき浴に侵漬する」というフラックス法
　本発明製造方法においては、得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ライン（又は、連続溶融亜鉛めっきライン）に通板させて、高強度冷延鋼板（又は、高強度亜鉛めっき鋼板）を製造する際、平均冷却速度１~１０００℃／秒での冷却終了温度を、Ｍｓ点~Ｍｓ点−１００℃としてもよい。
　この方法でも、Ｓｉ又はＳｉ及びＡｌを０．１％以上含有する鉄系炭化物を有し、かつ、鋼板組織が、体積分率で、フェライト：１０~５０％、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイト：１０~６０％、焼戻しマルテンサイト：１０~５０％、フレッシュマルテンサイト：１０％以下を有し、好ましくは、残留オーステナイト：２~２５％を有する高強度鋼板を製造することができる。
　なお、Ｍｓ点は、次の式により計算する。
　Ｍｓ点［℃］＝５６１−４７４Ｃ／（１−ＶＦ）
　　　　　　−３３Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ−５Ｓｉ＋１９Ａｌ
　上記式において、ＶＦは、フェライトの体積分率であり、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、及び、Ａｌは、それぞれの元素の添加量［質量％］である。
　なお、鋼板の製造中に、フェライトの体積分率を直接測定することは困難であるので、Ｍｓ点を決定する際には、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を、連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値を、フェライトの体積分率ＶＦとしている。
　上記製造方法において、得られた冷延鋼板は、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍される。この焼鈍により、充分な体積分率のオーステナイトを確保することができる。
　最高加熱温度が７６０℃未満であると、オーステナイトの量が不充分となり、その後の冷却中における相変態で、充分な量の硬質組織を確保することができない。この点で、最高加熱温度は７６０℃以上とする。
　最高加熱温度が９００℃を超えると、オーステナイトの粒径が粗大となり、冷却中に変態が進み難くなって、特に、軟質なフェライト組織を充分に得ることが困難となる。
　冷延鋼板に、最高加熱温度で焼鈍を施し後、平均冷却速度１~１０００℃／秒で、Ｍｓ点~Ｍｓ点−１００℃（冷却停止温度）まで冷却する（連続溶融亜鉛めっきラインを通板させる場合には、平均冷却速度１~１０００℃／秒で冷却を行った後、亜鉛めっき浴に浸漬し、平均冷却速度１℃／秒以上で、Ｍｓ点~Ｍｓ点−１００℃まで冷却する）。
　平均冷却速度が１℃／秒未満であると、フェライト変態が過度に進行して、未変態オーステナイトが減り、充分な硬質組織が得られない。平均冷却速度が１０００℃／秒を超えると、軟質なフェライト組織を充分に生成させることができない。
　冷却停止温度がＭｓ点~Ｍｓ点−１００℃の場合、未変態オーステナイトのマルテンサイト変態を進めることができる。冷却停止温度がＭｓ点を超える場合、マルテンサイトが生成しない。
　冷却停止温度がＭｓ点−１００℃未満であると、未変態オーステナイトの大部分がマルテンサイトとなり、充分な量のベイナイトが得られない。充分な量の未変態オーステナイトを残すには、冷却停止温度は、Ｍｓ点−８０℃以上が好ましく、Ｍｓ点−６０℃以上がより好ましい。
　鋼板をＭｓ点~Ｍｓ点−１００℃まで冷却し、曲げ−曲げ戻し変形を施した後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施す。この熱処理により、Ｓｉ、又は、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．１％以上含有する鉄系炭化物と、転位密度が１０１４／ｍ２以上の低温焼戻しマルテンサイトを含む鋼板組織を得ることができる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　（実施例１）
　表１及び表２に示すＡ~Ｙの成分組成のスラブを鋳造し、鋳造後、直ちに、表３及び表４に示す条件（スラブ加熱温度、熱間圧延完了温度）で熱間圧延した。次いで、熱延鋼板を、表３及び表４に示す巻取り温度で巻き取った。その後、熱延鋼板に酸洗を施し、表３及び表４に示す圧下率で冷間圧延し、厚み１．６ｍｍの冷延鋼板（表３及び表４中、実験例１~５６、参照）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　表３及び表４に示す実験例１~５６の冷延鋼板を、連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインに通板させて、表３~表８に示す実験例１~５６の鋼板（冷延鋼板（ＣＲ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ））を製造した。
　冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる際、表５及び表６に示す最高加熱温度で焼鈍を施し、その後、表５及び表６に示す平均冷却速度で、表５及び表６に示す冷却終了温度まで冷却し、次いで、表５及び表６に示す半径のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、表５及び表６に示す熱処理温度、時間で熱処理を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
 　熱処理を施した後、連続焼鈍ラインを通板させた実験例の一部について、以下に示す方法により、亜鉛系電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を製造した。
　連連続焼鈍ラインを通板させた鋼板に、めっきの前処理として、アルカリ脱脂、水洗、酸洗、及び、水洗を、この順序で実施した。次いで、硫酸亜鉛、硫酸ナトリウム、硫酸からなるめっき浴を用いる液循環式の電気めっき装置で、前処理後の鋼板に、電流密度１００Ａ／ｄｍ２で、Ｚｎめっきを施した。
　鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板させる際、表５及び表６に示す最高加熱温度、表５及び表６に示す滞留時間で焼鈍し、表５及び表６に示す平均冷却速度で冷却し、その後、表５及び表６に示す温度の亜鉛めっき浴に浸漬し、表５及び表６に示す平均冷却速度で、表５及び表６に示す冷却終了温度まで冷却し、次いで、表５及び表６に示す半径のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、表５及び表６に示す熱処理温度、時間の熱処理を施した。
　連続溶融亜鉛めっきラインを通板させた実験例の一部については、亜鉛めっきを施した後、表５及び表６に示す温度で合金化処理をし、次いで、表５及び表６に示す平均冷却速度で、表５及び表６に示す冷却終了温度まで冷却した。
　なお、連続溶融亜鉛めっきラインを通板させる場合、亜鉛めっき浴に浸漬する前と後とでの平均冷却速度を同じとした。
　このようにして得た実験例１~５６の鋼板（表３~表８に示す（ＣＲ）（ＥＧ）（ＧＩ）（ＧＡ））について、ＦＥ−ＳＥＭを用いたＥＢＳＰ法で、鋼板内部の鋼板組織を観察した。鋼板内部の組織の体積率は、画像解析により組織の面積率を求めて、体積率とした。その結果を、表７及び表８に示す。
　実験例１~実験例５６の鋼板（表３~表８に示す（ＣＲ）（ＥＧ）（ＧＩ）（ＧＡ））について、三次元アトムプローブ電解イオン顕微鏡（ＡＰ−ＦＩＭ）を用いて鉄系炭化物中に含まれるＳｉ又はＳｉ及びＡｌの含有量と、鉄系炭化物の単位体積当り個数（個数密度）を調査した。その結果を、表７及び表８に示す。
　表７及び表８に示すように、本発明の実施例である実験例１、８、９、１５、１６、２０~２２、２９、３４、３５、及び、３９~４８では、“Ｓｉ”又は“Ｓｉ及びＡｌ”を０．１％以上含有する鉄系炭化物が、４×１０８（個／ｍｍ３）以上存在していた。
　比較例の実験例３、７、１０、１４，１９、２３、２５~２８、３２、３３、３８、及び、５１では、鉄系炭化物中に含まれるＳｉ又はＳｉ及びＡｌの量が不足していた。また、比較例の実験例２~７、１０~１４、１７~１９、２３~２８、３０~３３、３６~３８、４９、５２、及び、５３では、鉄系炭化物の単位体積当りの個数が不足していた。
　実験例１~５６の鋼板について、以下に示す方法で、耐水素脆化特性を調査した。
　得られた鋼板をシャー切断して、圧延方向に垂直な方向が長手方向となる、１．２ｍｍ×３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を作製し、端面を機械研削した。
　端面の機械研削は、鋼板表層の軟化層による耐遅れ破壊特性向上効果を適性に評価するため、シャー切断時に導入された欠陥を起点として発生する遅れ破壊を防止するために行った。
　その後、試験片を押曲げ法で曲げて、半径５Ｒの曲げ試験片を作製した。応力除荷後の曲げ試験片の開き量は、４０ｍｍとした。
　曲げ試験片の表面に歪ゲージを貼り、ボルトで締め付けて、曲げ試験片を弾性変形させ、歪量を読み取ることで、負荷応力を算出した。
　その後、曲げ試験片を、チオシアン酸アンモニウム水溶液に浸漬して、電流密度１．０ｍＡ／ｃｍ２で電解チャージを行い、鋼板中に水素を侵入させる遅れ破壊促進試験を行った。
　電解チャージ時間が１００時間となっても割れが生じないものを良好（○）な耐遅れ破壊特性を有する鋼板と評価し、割れが生じたものを不良（×）と評価した。
　その結果を、表７及び表８に示す。表７及び表８に示すように、本発明の実施例では、評価が○となり、耐水素脆化特性が優れている。
　比較例の実験例２、４~６、１１~１３、１７、１８、２３~２５、３０、３１、３６、３７、５１、５２、５４、及び、５６では、評価が×となり、耐水素脆化特性が不充分あった。
　実験例１~５６の鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験を、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行い、引張最大強度（ＴＳ）を測定した。
　その結果を、表７及び表８に示す。表７及び表８に示すように、本発明の実施例では、引張最大強度が９００ＭＰａ以上であった。
　比較例の実験例３、７、１０、１４、１９、２６~２８、３２、３３、３８、４９、５３、及び、５５では、引張最大強度が不充分であった。
　（実施例２）
　表９及び表１０に示すＺ~ＡＬの成分組成を有するスラブを鋳造し、鋳造後、直ちに、表１１に示す条件（スラブ加熱温度、熱間圧延完了温度）で熱間圧延した。次いで、熱延鋼板を、表１１に示す巻取り温度で巻き取り、酸洗した。
　酸洗後、表１１に示す圧下率で冷間圧延し、厚み１．６ｍｍの冷延鋼板（表１１に示す実験例５７~９３の冷延鋼板）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
 　実験例５７~９３の冷延鋼板を、連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインに通板させて、実験例５７~実験例９３の鋼板（表１１~表１３に示す冷延鋼板（ＣＲ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ））を製造した。
　鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる際、表１２に示す最高加熱温度で焼鈍し、その後、表１２に示す平均冷却速度で、表１２に示す冷却終了温度まで冷却し、次いで、表１２に示す半径のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、表１２に示す熱処理温度、時間で熱処理を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
 　連続焼鈍ラインを通板させた実験例の一部について、実験例２０と同様に、亜鉛系電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を製造した。
　鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板させる際、表１２に示す最高加熱温度、及び、表１２に示す滞留時間で焼鈍し、その後、表１２に示す平均冷却速度で冷却し、次いで、表１２に示す温度の亜鉛めっき浴に浸漬し、表１２に示す平均冷却速度で、表１２に示す冷却終了温度まで冷却し、次いで、表１２に示す半径のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、表１２に示す熱処理温度、時間で熱処理を施した。
　連続溶融亜鉛めっきラインを通板させた実験例の一部については、亜鉛めっき浴に浸漬した後、表１２に示す温度で合金化処理を施し、その後、表１２に示す平均冷却速度で、表１２に示す冷却終了温度まで冷却した。
　なお、鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板させる場合、亜鉛めっき浴に浸漬する前と後とでの平均冷却速度を同じとした。
　実験例５７~９３の鋼板（表１１~表１３に示す（ＣＲ）（ＥＧ）（ＧＩ）（ＧＡ））について、実験例１と同様に、鉄系炭化物中に含まれるＳｉ又はＳｉ及びＡｌの量と、鉄系炭化物の単位体積当りの個数（個数密度）を調査した。その結果を、表１３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
 　表１３に示すように、本発明の実施例である実験例５７、５８、６０~７９、８１~８５、８７、８８、及び、９０~９３では、Ｓｉ又はＳｉ及びＡｌを０．１％以上含有する鉄系炭化物が、４×１０８（個／ｍｍ３）以上存在していた。
　これに対し、比較例の実験例５９、８０、８６、及び、８９では、鉄系炭化物中に含まれるＳｉ又はＳｉ及びＡｌの量が不足しているとともに、鉄系炭化物の単位体積当りの個数が不足していた。
　なお、実験例５９は、冷却終了後の熱処理を行わなかった例である。実験例８０は、冷却終了温度が本発明の範囲外の実験例である。実験例８６及び８９は、熱処理温度が本発明の範囲外の実験例である。
　実験例５７~９３の鋼板について、実験例１と同様に、耐水素脆化特性を調査し、実験例１と同様に評価した。その結果を、表１３に示す。
　表１３に示すように、本発明の実施例では、評価が○となり、耐水素脆化特性が優れていた。これに対し、比較例では、評価が×となり、耐水素脆化特性が不充分であった。
　実験例５７~９３の鋼板（表１１~表１３に示す（ＣＲ）（ＥＧ）（ＧＩ）（ＧＡ））について、以下に示す方法で、鋼板内部の組織を観察し、組織の体積分率を求めた。
　残留オーステナイトの体積分率は、鋼板の板面に平行で、かつ、１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行い、面積分率を算出し、それを体積分率に換算した。
　フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、及び、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とする１／８厚~３／８厚の範囲を、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）で観察して面積分率を測定し、それを体積分率に換算した。
　なお、ＦＥ−ＳＥＭで観察した観察面は、一辺３０μｍの正方形とした。観察面における組織は、以下に説明するように、区別することができる。
　フェライトは、塊状の結晶粒であり、内部に、長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物が存在しない。ベイニティックフェライトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に、長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まない。
　ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に、長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらに、それらの炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一の方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。
　焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に、長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらに、それらの炭化物が、複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
　フレッシュマルテンサイトの体積分率は、ＦＥ−ＳＥＭにて観察された腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求めた。
　組織の堆積分率を求めた結果を、表１３に示す。なお、表１３において、Ｆはフェライトを示し、Ｂはベイナイトを示し、ＢＦはベイニティックフェライトを示し、ＴＭは焼戻しマルテンサイトを示し、Ｍはフレッシュマルテンサイトを示し、Ａは残留オーステナイトを示す。
　表１３に示すように、本発明の実施例である実験例５７、５８、６０~７９、８１~８５、８７、８８、及び、９０~９３では、鋼板組織が、体積分率で、フェライト：１０~５０％、ベイニティックフェライト及び、又はベイナイト：１０~６０％、焼戻しマルテンサイト：１０~５０％、フレッシュマルテンサイト：１０％以下を有し、残留オーステナイトが存在する場合、２~２５％有していた。
　実験例５７~９３の鋼板を、透過型電子顕微鏡を用いて観察して転位密度を調査した。実験例５７~９３について、実験例１と同様に、引張最大強度（ＴＳ）を測定した。その結果を、表１３に示す。
　表１３に示すように、本発明の実施例では、焼戻しマルテンサイトの転位密度が１０１４／ｍ２以上となり、引張最大強度は９００ＭＰａ以上であった。
　これに対し、比較例である実験例８６及び８９では、熱処理温度が高いため、焼戻しマルテンサイトの転位密度が１０１４／ｍ２未満であり、引張最大強度は不充分であった。
　前述したように、本発明によれば、耐遅れ破壊特性と、良好な成形性を両立させて、耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供することができる。よって、本発明は、鋼板製造産業及び鋼板利用産業において利用可能性が高いものである。

Claims (17)

  1. 　鋼板の組織中に、
    （ａ）体積分率で、フェライトが１０~５０％、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトが１０~６０％、及び、焼戻しマルテンサイトが１０~５０％存在し、かつ、
    （ｂ）Ｓｉ又はＳｉ及びＡｌを０．１％以上含有する鉄系炭化物が４×１０８（個／ｍｍ３）以上存在する
    ことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
  2. 　前記鋼板の組織中に、体積分率で、フレッシュマルテンサイトが１０％以下存在することを特徴とする請求項１に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
  3. 　前記鋼板の組織中に、体積分率で、残留オーステナイトが２~２５％存在することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
  4. 　前記鉄系炭化物が、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトに存在することを特徴とする請求項１~３のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
  5. 　前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０７％~０．２５％、Ｓｉ：０．４５~２．５０％、Ｍｎ：１．５~３．２０％、Ｐ：０．００１~０．０３％、Ｓ：０．０００１~０．０１％、Ａｌ：０．００５~２．５％、Ｎ：０．０００１~０．０１００％、Ｏ：０．０００１~０．００８０％、を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１~４のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
  6. 　前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５~０．０９％、及び、Ｎｂ：０．００５~０．０９％の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項５に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
  7. 　前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１~０．０１％、Ｃｒ：０．０１~２．０％、Ｎｉ：０．０１~２．０％、Ｃｕ：０．０１~０．０５％、Ｍｏ：０．０１~０．８％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５又は６に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
  8. 　前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｖ：０．００５~０．０９％を含有することを特徴とする請求項５~７のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
  9. 　前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上を、合計で０．０００１~０．５％含有することを特徴とする請求項５~８のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
  10. 　前記鋼板が、表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１~９のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板。
  11. 　請求項１~９のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造する製造方法において、
    　（ｘ）請求項５~９のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを鋳造し、直接、又は、一旦冷却した後、１０５０℃以上の温度に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を完了し、４００~６７０℃の温度域で巻き取り、酸洗後、圧下率４０~７０％で冷間圧延し、次いで、
    　（ｙ）連続焼鈍ラインにて、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍し、その後、平均冷却速度１~１０００℃／秒で２５０℃以下まで冷却し、次いで、
    　（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
  12. 　請求項１~９のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造する製造方法において、
    　（ｘ）請求項５~９のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを鋳造し、直接、又は、一旦冷却した後、１０５０℃以上の温度に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を完了し、４００~６７０℃の温度域で巻き取り、酸洗後、圧下率４０~７０％で冷間圧延し、次いで、
    　（ｙ）連続焼鈍ラインにて、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍し、その後、平均冷却速度１~１０００℃／秒でＭｓ点~Ｍｓ点−１００℃まで冷却し、次いで、
    　（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
  13. 　請求項１０に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造する製造方法において、前記（ｚ）の熱処理に続き、鋼板表面に亜鉛めっきを施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
  14. 　前記亜鉛めっきが、電気亜鉛めっきであることを特徴とする請求項１３に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
  15. 　請求項１０に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造する製造方法において、
    　（ｘ）請求項５~９のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを鋳造し、直接、又は、一旦冷却した後、１０５０℃以上の温度に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を完了し、４００~６７０℃の温度域で巻き取り、酸洗後、圧下率４０~７０％で冷間圧延し、次いで、
    　（ｙ）連続溶融亜鉛めっきラインにて、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍し、その後、平均冷却速度１~１０００℃／秒で冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、平均冷却速度１℃／秒以上で２５０℃以下まで冷却し、次いで、
    　（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
  16. 　請求項１０に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造する製造方法において、
    　（ｘ）請求項５~９のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを鋳造し、直接、又は、一旦冷却した後、１０５０℃以上の温度に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を完了し、４００~６７０℃の温度域で巻き取り、酸洗後、圧下率４０~７０％で冷間圧延し、次いで、
    　（ｙ）連続溶融亜鉛めっきラインにて、最高加熱温度７６０~９００℃で焼鈍し、その後、平均冷却速度１~１０００℃／秒で冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、平均冷却速度１℃／秒以上でＭｓ点~Ｍｓ点−１００℃まで冷却し、次いで、
    　（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲げ戻し変形を施し、その後、１５０~４００℃の温度域で５秒以上の熱処理を施すことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
  17. 　前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０~６００℃の温度で合金化処理を施し、次いで、平均冷却速度１℃／秒以上で２５０℃以下まで冷却することを特徴とする請求項１５又は１６に記載の耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
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