WO2011111330A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2011111330A1
WO2011111330A1 PCT/JP2011/001158 JP2011001158W WO2011111330A1 WO 2011111330 A1 WO2011111330 A1 WO 2011111330A1 JP 2011001158 W JP2011001158 W JP 2011001158W WO 2011111330 A1 WO2011111330 A1 WO 2011111330A1
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松田　広志
船川　義正
田中　靖
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having a tensile strength (TS) of 1470 MPa or more excellent in workability, particularly ductility, and a method for producing the same used in industrial fields such as automobiles and electrical equipment.
  • TS tensile strength
  • the workability of the steel plate is strongly influenced by the workability of the hard phase. This is because when the ratio of hard phase is small and soft polygonal ferrite is large, the deformability of polygonal ferrite dominates the workability of the steel sheet, and even when the hard phase has insufficient workability. While workability such as ductility is secured, when the ratio of the hard phase is large, the deformability of the hard phase itself directly affects the formability of the steel sheet, not the deformability of polygonal ferrite. It is.
  • the steel sheet is water-quenched to generate martensite, and the steel sheet is raised again.
  • the martensite has been tempered to generate carbides in the martensite that is a hard phase, thereby improving the workability of the martensite.
  • the improvement of the workability of the hard structure is limited to the effect of tempering the martensite, and as a result, the improvement of the workability of the steel sheet is also limited.
  • steel plates having a hard phase other than martensite there are steel plates in which the main phase is polygonal ferrite, the hard phase is bainite or pearlite, and carbides are generated in these hard phases bainite or pearlite.
  • This steel sheet is a steel sheet that not only improves the workability with polygonal ferrite alone, but also improves the workability of the hard phase itself by generating carbides in the hard phase, and in particular, improves the stretch flangeability. .
  • the main phase is polygonal ferrite, it has been difficult to achieve both high strength exceeding 1180 MPa in tensile strength (TS) and workability.
  • Patent Document 1 specifies an alloy component and makes the steel structure fine and uniform bainite having retained austenite, which is excellent in bending workability and impact properties.
  • Tensile steel sheets have been proposed.
  • Patent Document 2 discloses a composite steel sheet having excellent bake hardenability by defining predetermined alloy components, making the steel structure bainite having retained austenite, and defining the amount of retained austenite in bainite. Proposed.
  • Patent Document 3 defines predetermined alloy components, the steel structure is 90% or more in area ratio of bainite having retained austenite, the amount of retained austenite in bainite is 1% or more and 15% or less, and bainite.
  • HV hardness
  • JP-A-4-235253 JP 2004-76114 A Japanese Patent Laid-Open No. 11-256273
  • the above-described steel sheet has the following problems.
  • it is difficult to secure a stable amount of retained austenite that exhibits a TRIP effect in a high strain region when strain is applied to a steel sheet, and bendability is obtained.
  • the ductility until plastic instability occurs is low, and the stretchability is inferior.
  • the steel sheet described in Patent Document 2 has bake hardenability, it has a structure in which bainite or ferrite is mainly contained and martensite is suppressed as much as possible, so that it has a tensile strength (TS) exceeding 1180 MPa. It is also difficult to ensure workability at the time of increasing strength.
  • the main purpose of the steel sheet described in Patent Document 3 is to improve impact resistance. Since the main phase is bainite having a hardness of HV250 or less, specifically, it is a structure containing more than 90%, It is extremely difficult to make the tensile strength (TS) exceed 1180 MPa.
  • TS tensile strength
  • structural parts such as members and center pillar inners, which are structural parts with relatively complicated shapes, are expected to have a tensile strength (TS) of 980 MPa or higher, and more than 1180 MPa in the future.
  • the present invention advantageously solves the problem that it has been difficult to ensure workability because of its high strength so far, and it is advantageous to produce a high-strength steel sheet with a tensile strength (TS) of 1470 MPa or more and excellent ductility. It is intended to be provided with a method.
  • the high-strength steel sheet of the present invention includes a steel sheet obtained by subjecting the surface of the steel sheet to hot dip galvanization or galvannealing.
  • excellent workability means that the value of tensile strength (TS) ⁇ total elongation (T.EL) is 29000 MPa ⁇ % or more.
  • the inventors have made extensive studies on the component composition and microstructure of the steel sheet in order to solve the above problems.
  • the martensite structure is utilized to increase the strength, the C content in the steel sheet is increased to 0.30% or more and the C content is increased, and the ferrite formation suppressing effect and the workability improving effect during martensite tempering are also achieved.
  • the present invention is based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • (1) By mass% C: 0.30% or more and 0.73% or less, Si: 3.0% or less, Al: 3.0% or less, Si + Al: 0.7% or more, Cr: 0.2% to 8.0%, Mn: 10.0% or less, Cr + Mn: 1.0% or more P: 0.1% or less, S: 0.07% or less and N: 0.010% or less, the balance is composed of Fe and inevitable impurities,
  • the area ratio of martensite to the entire steel sheet structure is 15% to 90%
  • the amount of retained austenite is 10% to 50%
  • 50% or more of the martensite is tempered martensite and the tempered martensite.
  • the area ratio of the site steel sheet structure Satisfies the area ratio of the site steel sheet structure to 10% or more, the area ratio of polygonal ferrite to the entire steel sheet structure of 10% or less (including 0%), tensile strength of 1470 MPa or more, tensile strength x total elongation Is a high-strength steel sheet characterized by a 29000 MPa ⁇ % or more.
  • the steel sheet is further in mass%, Any one of the above (1) to (3), characterized in that it contains Ni: 0.05% or more and 5.0% or less and satisfies Cr + Mn + Ni: 1.0% or more instead of Cr + Mn: 1.0% or more High strength steel plate.
  • the steel sheet is further mass%, Any one of (1) to (5) above, characterized by containing one or two selected from Ti: 0.01% to 0.1% and Nb: 0.01% to 0.1% High strength steel sheet as described.
  • the steel sheet is further mass%
  • B The high-strength steel sheet according to any one of (1) to (6) above, which contains 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • the steel sheet is further in mass%, Any one of (1) to (7) above, characterized by containing one or two selected from Ca: 0.001% to 0.005% and REM: 0.001% to 0.005% High strength steel sheet as described.
  • a high-strength steel sheet comprising a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet described in any one of (1) to (8) above.
  • a steel slab having the composition described in any one of (1) to (8) above is hot-rolled and then cold-rolled into a cold-rolled steel sheet, and then the cold-rolled steel sheet is austenite single-piece. After annealing in the phase range for 15 seconds or more and 1000 seconds or less, the sample is cooled at an average cooling rate of 3 ° C./s or more to the first temperature range of Ms ⁇ 150 ° C. or more and less than Ms with respect to the martensite transformation start temperature Ms.
  • a method for producing a high-strength steel sheet characterized in that the temperature is raised to a second temperature range of 340 ° C. or more and 520 ° C. or less, and subsequently maintained in the second temperature range for 15 seconds or more and 1000 seconds or less.
  • the hot-dip galvanizing treatment or the alloying hot-dip galvanizing treatment is performed during the temperature rise to the second temperature range or during the holding in the second temperature range. Manufacturing method of high strength steel sheet.
  • the present invention it is possible to stably obtain a high-strength steel sheet having remarkably excellent workability, particularly ductility, and a tensile strength (TS) of 1470 MPa or more. Therefore, the present invention has a very high utility value in the industrial field such as automobiles and electrical equipment, and is extremely useful particularly for reducing the weight of automobile bodies.
  • the area ratio is the area ratio relative to the entire steel sheet structure.
  • Martensite area ratio 15% or more and 90% or less Martensite is a hard phase and a structure necessary for increasing the strength of a steel sheet.
  • the area ratio of martensite is less than 15%, the tensile strength (TS) of the steel sheet does not satisfy 1470 MPa.
  • the area ratio of martensite exceeds 90%, a stable retained austenite amount cannot be secured, so that there is a problem that workability such as ductility is lowered. Therefore, the area ratio of martensite is 15% or more and 90% or less. Preferably they are 20% or more and 80% or less.
  • tempered martensite ratio 50% or more Tempered martensite area ratio: 10% or more
  • the tempered martensite ratio is less than 50% of the total martensite area ratio or 10% of the entire steel structure. If it is less than 1, the tensile strength is 1470 MPa or more, but sufficient ductility may not be obtained. This is because as-quenched martensite containing high C is extremely hard, has low deformability and is poor in toughness, and when the amount increases, it becomes brittle when strain is applied and consequently no excellent ductility can be obtained. It is.
  • the ratio of tempered martensite in martensite is 50% or more of the total martensite area ratio present in the steel sheet, and the area ratio of tempered martensite to the entire steel sheet structure is 10% or more.
  • Tempered martensite is observed as a microstructure in which fine carbides are precipitated in martensite by observation with a scanning electron microscope (SEM), and as-quenched martensite in which such carbides are not observed inside martensite. It can be clearly distinguished from the site.
  • SEM scanning electron microscope
  • Residual austenite amount 10% or more and 50% or less Residual austenite is transformed into martensite by the TRIP effect during processing, and the strength is increased by hard martensite containing high C and at the same time the ductility is improved by increasing the strain dispersibility. Improve.
  • the upper austenite transformation that suppresses the formation of carbides is used to form retained austenite having a particularly high carbon concentration. As a result, retained austenite that can exhibit the TRIP effect even in a high strain region during processing can be obtained.
  • the effective utilization of the upper bainite transformation is to suppress the formation of carbides.
  • utilization of this upper bainite transformation is not necessarily essential.
  • TS tensile strength
  • TS ⁇ T.EL Can be made 29000 MPa ⁇ % or more, and a steel sheet with an extremely excellent balance between strength and ductility can be obtained.
  • the amount of retained austenite conventionally used is measured.
  • the intensity measurement method by X-ray diffraction (ERD) which is a technique to be used. Specifically, if the retained austenite amount obtained from the X-ray diffraction intensity ratio of ferrite and austenite is 10% or more, a sufficient TRIP effect can be obtained, and the tensile strength (TS) is 1470 MPa or more. It has been confirmed that T.EL can achieve 29000 MPa ⁇ % or more. It has been confirmed that the amount of retained austenite obtained by a conventional method for measuring the amount of retained austenite is equivalent to the area ratio of retained austenite to the entire steel sheet structure.
  • the amount of retained austenite is in the range of 10% to 50%. Preferably, it is in the range of 14% to 45%. More preferably, it is in the range of 18% or more and 40% or less.
  • Polygonal ferrite area ratio 10% or less (including 0%) If the area ratio of polygonal ferrite exceeds 10%, it will be difficult to satisfy the tensile strength (TS) of 1470 MPa or more, and at the same time, strain will concentrate on the soft polygonal ferrite mixed in the hard structure during processing. Therefore, cracks are easily generated during processing, and as a result, desired workability cannot be obtained.
  • the area ratio of polygonal ferrite is 10% or less, even if polygonal ferrite is present, a small amount of polygonal ferrite is isolated and dispersed in the hard phase, and strain concentration can be suppressed. Degradation of workability can be avoided. Therefore, the area ratio of polygonal ferrite is 10% or less. Preferably it is 5% or less, More preferably, it is 3% or less, and 0% may be sufficient.
  • the steel sheet of the present invention may contain pearlite, Widmanstatten ferrite, and lower bainite as the remaining structure as well as upper bainite that may be produced after part of martensite.
  • the allowable content of the remaining structure excluding the upper bainite is preferably 20% or less in terms of area ratio. More preferably, it is 10% or less.
  • upper bainite is a structure that may occur when tempering martensite as it is quenched, and when its content is excessive, it is difficult to ensure strength particularly exceeding 1.7 GPa, so the area ratio relative to the entire structure 60% or less is preferable. More preferably, it is less than 50%, More preferably, it is less than 35%.
  • the above is the basic structure of the steel sheet structure in the high-strength steel sheet of the present invention, but the following structure may be added as necessary. More than 30% of the total length of the prior austenite grain boundary is present in tempered martensite or adjacent to tempered martensite.
  • the steel has a structure composed of high austenite retained martensite or martensite as in the present invention steel, the steel itself is high. Due to its strength, fracture may occur from the prior austenite grain boundaries during molding and processing. This is thought to be caused by the lack of toughness of the prior austenite grain boundaries, but by allowing the prior austenite grain boundaries to exist inside tempered martensite with excellent workability or adjacent to tempered martensite, Molding / workability can be improved.
  • the total length of the prior austenite grain boundary needs to be present in the tempered martensite or adjacent to the tempered martensite. Preferably it is 45% or more.
  • the total length of prior austenite grain boundaries can be determined from the length of prior austenite grain boundaries revealed by the technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-241635. Further, the region of the same visual field is buffed again and subjected to nital corrosion, whereby the ratio of the former austenite grain boundary existing in the tempered martensite or adjacent to the tempered martensite can be obtained.
  • Average C content in retained austenite 0.70% or more
  • C content in retained austenite is required for high-strength steel sheets with a tensile strength (TS) of 1470 MPa or more. is important.
  • XRD X-ray diffraction
  • the average C content in the retained austenite is preferably 0.70% or more, and more preferably 0.90% or more.
  • the average amount of C in the retained austenite exceeds 2.00%, the retained austenite becomes excessively stable, the martensitic transformation does not occur during processing, and the TRIP effect is not manifested, so there is a concern that the ductility may be lowered. Accordingly, the average C content in the retained austenite is preferably 2.00% or less.
  • C 0.30% or more and 0.73% or less
  • C is an element indispensable for increasing the strength of a steel sheet and securing a stable retained austenite amount, and is necessary for securing a martensite amount and retaining austenite at room temperature. It is an element. If the C content is less than 0.30%, it is difficult to ensure the strength and workability of the steel sheet. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.73%, the welded portion and the weld heat affected zone are hardened and the weldability deteriorates. Therefore, the C content is in the range of 0.30% to 0.73%. Preferably, it is in the range of more than 0.34% and 0.69% or less, and more preferably 0.39% or more.
  • Si 3.0% or less Si is a useful element that contributes to improving the strength of steel by solid solution strengthening.
  • the amount of Si exceeds 3.0%, the workability and toughness will deteriorate due to the increase in the solid solution amount in polygonal ferrite, and surface properties will deteriorate due to the occurrence of red scale, etc. May cause deterioration of plating adhesion and adhesion, so the Si content is 3.0% or less. More preferably, it is 2.6% or less, more preferably 2.2% or less, and may be 0%.
  • Al 3.0% or less
  • Al is a useful element that is added as a deoxidizer in the steelmaking process. However, if it exceeds 3.0%, inclusions in the steel sheet increase and ductility may be deteriorated. Is 3.0% or less. More preferably, it is 2.0% or less.
  • the Al content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the amount of Al in the present invention is the amount of Al contained in the steel sheet after deoxidation. When deoxidizing with Si or the like, Al may be 0%.
  • Si + Al 0.7% or more Both Si and Al are elements useful for suppressing the formation of carbides and promoting the generation of retained austenite, which is an important structure in securing the balance between strength and ductility in the present invention. . Although suppression of carbides is effective even if Si or Al is contained alone, it is necessary to contain at least 0.7% in total of the Si amount and Al amount.
  • Cr 0.2% or more and 8.0% or less Cr is an essential element in the present invention, and has the effect of suppressing the formation of ferrite and pearlite during cooling from the annealing temperature, and at the same time improves the workability of martensite.
  • the mechanism is not clear, it is thought that by changing the formation state of carbide, etc., even hard and high-strength martensite is realized to have excellent workability, and the effect is Cr
  • the amount is obtained at 0.2% or more. Preferably it is 0.5% or more, More preferably, it is 1.0% or more.
  • the Cr content is 8.0% or less.
  • it is 6.0% or less, More preferably, it is 4.0% or less.
  • Mn 10.0% or less Mn is an element effective for strengthening steel, and is preferably contained at 0.01% or more, and can be used together with Cr. However, if the content exceeds 10.0%, the castability deteriorates. Therefore, the amount of Mn needs to be 10.0% or less. Preferably it is 7.0% or less, More preferably, it is 4.0% or less. Note that Mn may be 0% when Cr or the like is fully utilized.
  • Cr + Mn 1.0% or more Cr and Mn are elements that suppress the formation of ferrite, pearlite, and bainite during cooling from the annealing temperature.
  • the Cr + Mn content needs to be 1.0% or more. Preferably it is 1.5% or more.
  • P 0.1% or less
  • P is an element useful for strengthening steel.
  • the P content is 0.1% or less.
  • it is 0.05% or less.
  • the amount of P is preferably reduced, but if it is less than 0.005%, it causes a significant increase in cost, so the lower limit is preferably about 0.005%.
  • S 0.07% or less Since S becomes an inclusion such as MnS and causes deterioration in impact resistance and cracking along the metal flow of the welded portion, it is preferable to reduce the amount of S as much as possible. However, excessively reducing the amount of S causes an increase in manufacturing cost, so the amount of S is set to 0.07% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.01% or less. Note that, if S is less than 0.0005%, there is a large increase in manufacturing cost, so the lower limit is about 0.0005% from the viewpoint of manufacturing cost.
  • N 0.010% or less
  • N is an element that most deteriorates the aging resistance of steel, and is preferably reduced as much as possible.
  • the N content exceeds 0.010%, deterioration of aging resistance becomes remarkable, so the N content is set to 0.010% or less. Note that, if N is less than 0.001%, a large increase in manufacturing cost is caused, so that the lower limit is about 0.001% from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the component described below other than the above-mentioned basic component can be contained appropriately.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more.
  • the Cr + Mn + Ni amount is preferably 1.0% or more instead of the above-described condition that the Cr + Mn amount is 1.0% or more. More preferably, the Ni amount is 0.05% or more and the Cr + Mn + Ni amount is 1.5% or more. Note that if the Ni content exceeds 5.0%, the workability of the steel sheet may be lowered, so the Ni content is preferably 5.0% or less.
  • V 0.005% or more and 1.0% or less, Mo: 0.005% or more and 0.5% or less, Cu: 0.05% or more and 2.0% or less selected from among 0.05% and 2.0% or less V, Mo, and Cu are cooled at the annealing temperature. It is an element that has the effect of suppressing the formation of pearlite. The effect is obtained when V: 0.005% or more, Mo: 0.005% or more, and Cu: 0.05% or more. On the other hand, if it exceeds V: 1.0%, Mo: 0.5%, and Cu: 2.0%, the amount of hard martensite becomes excessive and the strength becomes higher than necessary. Therefore, when V, Mo, and Cu are contained, V: 0.005% to 1.0%, Mo: 0.005% to 0.5%, and Cu: 0.05% to 2.0%.
  • Ti and Nb are useful for the precipitation strengthening of steel, and the effect of each is 0.01% The above is obtained. On the other hand, if the respective contents exceed 0.1%, the workability and the shape freezing property decrease. Therefore, when Ti and Nb are contained, the range is Ti: 0.01% to 0.1% and Nb: 0.01% to 0.1%.
  • B 0.0003% or more and 0.0050% or less B is an element useful for suppressing the formation and growth of polygonal ferrite from austenite grain boundaries. The effect is obtained with a content of 0.0003% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.0050%, the workability decreases. Therefore, when it contains B, it is set as B: 0.0003% or more and 0.0050% or less of range.
  • Ca 0.001% or more and 0.005% or less
  • REM One or two kinds selected from 0.001% or more and 0.005% or less Ca and REM spheroidize the shape of the sulfide, and adverse effects of sulfide on stretch flangeability Useful to improve. The effect is obtained when each content is 0.001% or more. On the other hand, if each content exceeds 0.005%, inclusions and the like increase and surface defects and internal defects are caused. Therefore, when Ca and REM are contained, the range is Ca: 0.001% to 0.005% and REM: 0.001% to 0.005%.
  • components other than the above are Fe and inevitable impurities. However, as long as the effects of the present invention are not impaired, the inclusion of components other than those described above is not rejected.
  • a steel slab adjusted to the above preferred component composition is manufactured, then hot-rolled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • these treatments are not particularly limited, and may be carried out in accordance with conventional methods.
  • Preferred production conditions are as follows. After heating the steel slab to a temperature range of 1000 ° C or higher and 1300 ° C or lower, hot rolling is finished in a temperature range of 870 ° C or higher and 950 ° C or lower, and the obtained hot rolled steel sheet is heated to a temperature of 350 ° C or higher and 720 ° C or lower. Take up in the area. Next, the hot-rolled steel sheet is pickled and then cold-rolled at a rolling reduction in the range of 40% to 90% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the steel sheet is manufactured through normal steelmaking, casting, hot rolling, pickling, and cold rolling processes.
  • the steel plate is heated by thin slab casting or strip casting. You may manufacture by omitting a part or all of a hot rolling process.
  • the obtained cold-rolled steel sheet is subjected to the heat treatment shown in FIG.
  • Annealing is performed for 15 seconds to 1000 seconds in the austenite single phase region.
  • the steel sheet of the present invention is mainly composed of a low-temperature transformation phase obtained by transformation from untransformed austenite, such as martensite, and it is preferable that the polygonal ferrite is as little as possible. is necessary.
  • the annealing temperature is not particularly limited as long as it is in the austenite single phase region, but if the annealing temperature exceeds 1000 ° C., the austenite grain grows remarkably, causing the coarsening of the structure caused by the subsequent cooling and degrading toughness. .
  • the annealing temperature needs to be A 3 point (austenite transformation point) ° C. or higher, and preferably 1000 ° C. or lower.
  • [X%] is mass% of the component element X of the steel sheet.
  • the annealing time is in the range of 15 seconds to 1000 seconds. Preferably, it is the range of 60 seconds or more and 500 seconds or less.
  • the annealed cold-rolled steel sheet is cooled by controlling the average cooling rate to 3 ° C./s or higher to the first temperature range of Ms ⁇ 150 ° C. or higher and lower than the Ms point.
  • a part of austenite is martensitic transformed by cooling to below the Ms point.
  • the lower limit of the first temperature range is less than Ms-150 ° C.
  • the amount of untransformed austenite to martensite becomes excessive at this point, and an extremely excellent strength-ductility balance cannot be obtained.
  • the upper limit of the first temperature range is Ms or more, an appropriate amount of tempered martensite cannot be secured. Therefore, the range of the first temperature range is Ms ⁇ 150 ° C.
  • the average cooling rate from the annealing temperature to the first temperature range is set to 3 ° C./s or more.
  • it is 5 degrees C / s or more, More preferably, it is 8 degrees C / s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited as long as the cooling stop temperature does not vary, but in general equipment, when the average cooling rate exceeds 100 ° C / s, the structure in the longitudinal direction and the width direction of the steel plate
  • the dispersion is significantly increased, so that it is preferably 100 ° C./s or less. Therefore, the average cooling rate is preferably in the range of 8 ° C./s to 100 ° C./s.
  • the Ms point described above is preferably determined by measurement of thermal expansion during cooling by a four-master test or the like, or by actual measurement by measurement of electrical resistance, but can also be obtained by an approximate expression such as the following expression. M is an approximate value obtained empirically.
  • M point (° C.) 540 ⁇ 361 ⁇ ⁇ [C%] / (1 ⁇ [ ⁇ %] / 100) ⁇ ⁇ 6 ⁇ [Si%] ⁇ 40 ⁇ [Mn%] + 30 ⁇ [Al%] ⁇ 20 ⁇ [Cr%] ⁇ 35 ⁇ [V%] ⁇ 10 ⁇ [Mo%] ⁇ 17 ⁇ [Ni%] -10 x [Cu%] [X%] is the mass% of the component element X of the steel sheet, and [ ⁇ %] is the area ratio of polygonal ferrite. The area ratio of polygonal ferrite is measured, for example, by image processing of a 1000 to 3000 times SEM photograph.
  • Polygonal ferrite is observed in the steel sheet after annealing and cooling under the above-described conditions.
  • the area ratio of polygonal ferrite is determined after annealing and cooling.
  • the value of M can be obtained by substituting into the above equation together with the content of the alloying element obtained from the component composition.
  • the steel sheet cooled to the first temperature range is heated to a second temperature range of 340 ° C. or more and 520 ° C. or less, and is held for 15 seconds or more and 1000 seconds or less in the second temperature range.
  • martensite generated by cooling from the annealing temperature to the first temperature range is tempered, and the austenite is stabilized by transforming untransformed austenite into upper bainite that suppresses the formation of carbides.
  • the upper limit of the second temperature range exceeds 520 ° C., a carbide is precipitated from untransformed austenite, so that a desired structure cannot be obtained.
  • the range of the second temperature range is set to a range of 340 ° C. or more and 520 ° C. or less. Preferably, it is the range of 370 degreeC or more and 450 degrees C or less.
  • the holding time in the second temperature range is less than 15 seconds, the tempering of martensite is insufficient and the desired steel sheet structure cannot be obtained, and as a result, the workability of the obtained steel sheet is sufficiently secured. Therefore, the holding time in the second temperature range needs to be 15 seconds or longer.
  • a holding time in the second temperature range of 1000 seconds is sufficient because of the effect of promoting bainite transformation by martensite generated in the first temperature range even when it is necessary to proceed with the upper bainite transformation. .
  • the bainite transformation is delayed, but when martensite and untransformed austenite coexist as in the present invention, the bainite transformation rate is remarkably high.
  • the holding time in the second temperature range exceeds 1000 seconds, stable residual austenite in which C is concentrated by precipitation of carbides from untransformed austenite which becomes residual austenite as the final structure of the steel sheet cannot be obtained.
  • the holding time is 15 seconds or more and 1000 seconds or less.
  • it is 30 seconds or more and 700 seconds or less. More preferably, it is 40 seconds or more and 400 seconds or less.
  • the holding temperature does not need to be constant as long as it is within the predetermined temperature range described above, and even if it fluctuates within the predetermined temperature range, the gist of the present invention is not impaired.
  • the cooling rate As long as the thermal history is satisfied, the steel sheet may be heat-treated with any equipment.
  • a hot dip galvanizing treatment or an alloyed hot dip galvanizing treatment obtained by further adding an alloying treatment to the hot dip galvanizing treatment can be added.
  • the hot dip galvanizing treatment or the alloyed hot dip galvanizing treatment may be performed during the temperature rise from the first temperature range to the second temperature range, during the second temperature range hold, or after the second temperature range hold. Even in this case, the holding time in the second temperature range is 15 seconds or more and 1000 seconds or less including the processing time of the hot dip galvanizing treatment or the alloying galvanizing treatment.
  • the hot dip galvanizing treatment or alloying hot dip galvanizing treatment is preferably performed in a continuous hot dip galvanizing line.
  • a hot dip galvanizing process or a further alloying process is performed. Can be added.
  • the method of performing hot dip galvanizing treatment or alloying hot dip galvanizing treatment on a steel sheet is not particularly limited, and may be performed according to a conventional method. For example, it is as follows.
  • the steel sheet is infiltrated into the plating bath and the amount of adhesion is adjusted by gas wiping.
  • the amount of dissolved Al in the plating bath should be in the range of 0.12% to 0.22% by mass in the case of hot dip galvanizing, and in the range of 0.08% to 0.18% in the case of galvannealed alloying. preferable.
  • the temperature of the plating bath may be in the range of 450 ° C. to 500 ° C.
  • the temperature during alloying should be 550 ° C. or lower. It is preferable. When the alloying temperature exceeds 550 ° C, carbides precipitate from untransformed austenite, and in some cases pearlite is generated, so strength and workability or both cannot be obtained, and the powdering properties of the plating layer are also low. to degrade. On the other hand, if the temperature during alloying is less than 450 ° C., alloying may not proceed.
  • the plating adhesion amount is preferably in the range of 20 g / m 2 or more and 150 g / m 2 or less per side. If the coating amount is less than 20 g / m 2 , the corrosion resistance will be insufficient, while if it exceeds 150 g / m 2 , the corrosion resistance will be saturated and only increase the cost.
  • the alloying degree of the plating layer (Fe mass% in the plating layer (Fe content)) is preferably in the range of 7 mass% to 15 mass%.
  • the degree of alloying of the plating layer is less than 7% by mass, unevenness in alloying occurs and the appearance quality deteriorates, or the so-called ⁇ phase is generated in the plating layer and the slidability of the steel sheet deteriorates.
  • the degree of alloying of the plating layer exceeds 15% by mass, a large amount of hard and brittle ⁇ phase is formed, and the plating adhesion deteriorates.
  • a steel slab obtained by melting steel having the composition shown in Table 1 is heated to 1200 ° C, and hot-rolled steel sheet that has been hot-rolled and finished at 870 ° C is wound up at 650 ° C, and then the hot-rolled steel sheet is pickled. Thereafter, it was cold-rolled at a rolling rate (rolling rate) of 65% to obtain a cold-rolled steel plate having a thickness of 1.2 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heat-treated under the conditions shown in Table 2.
  • the cooling stop temperature: T1 in Table 2 is a temperature at which the cooling of the steel sheet is stopped when the steel sheet is cooled from the annealing temperature.
  • some cold-rolled steel sheets were subjected to hot dip galvanizing treatment or alloying hot dip galvanizing treatment.
  • the hot dip galvanizing treatment was carried out on both sides so that the plating bath temperature was 463 ° C. and the basis weight (per one side) was 50 g / m 2 .
  • the plating bath temperature 463 ° C.
  • the basis weight (per one side) 50 g / m 2
  • the degree of alloying (Fe mass% (Fe content)) is 9 mass%.
  • the alloying temperature was adjusted to 550 ° C. or lower and the alloying conditions were adjusted to perform double-sided plating.
  • the hot dip galvanizing treatment and the alloying hot dip galvanizing treatment were performed after once cooling to T1 ° C. shown in Table 2.
  • the rolling rate (elongation rate) is adjusted to 0.3% after the heat treatment, and when the hot dip galvanizing treatment or the alloyed hot dip galvanizing treatment is performed, after these treatments. Quality rolling was applied.
  • the method for measuring the total length of the prior austenite grain boundaries and the method of obtaining the ratio of the prior austenite grain boundaries in the tempered martensite or adjacent to the tempered martensite are as follows.
  • Former austenite grain boundaries are etched with a corrosive solution prepared by mixing HCl and glycerin as a reaction rate adjusting agent in picric acid + surfactant + ferrous chloride + oxalic acid disclosed in JP-A-2005-241635. Made it appear. From this, the old austenite grain boundaries were observed with an optical microscope at ⁇ 500 to ⁇ 1000 times, the total length was measured with an image processing device, and then the structure of the same field of view that was mirror polished and nital etched was again observed with an SEM. The ratio of the prior austenite grain boundaries inside or adjacent to the tempered martensite was determined.
  • the amount of retained austenite was determined by measuring the X-ray diffraction intensity after grinding and polishing the steel plate to 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction. Co-K ⁇ is used for incident X-rays, and the residual from the intensity ratio of each surface of austenite (200), (220), (311) to the diffraction intensity of each surface of ferrite (200), (211), (220) The amount of austenite was calculated.
  • the average amount of C in the retained austenite is obtained by calculating the lattice constant from the intensity peaks of the (200), (220) and (311) surfaces of austenite in the X-ray diffraction intensity measurement.
  • C (mass%) was determined.
  • [C%] (a 0 -0.3580-0.00095 ⁇ [Mn%]-0.0056 ⁇ [Al%]-0.022 ⁇ [N%]) / 0.0033
  • [X%] % by weight of the element X.
  • mass% of elements other than C was mass% with respect to the whole steel plate.
  • the steel sheet annealed in the austenite single phase region is rapidly cooled to partially martensite the austenite.
  • By tempering martensite and stabilizing retained austenite it is possible to obtain a high-strength steel sheet that is remarkably excellent in workability, particularly the balance between strength and ductility, and that has a tensile strength of 1470 MPa or more.

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Abstract

　本発明に従い、鋼組成を、Ｃ：0.30％以上0.73％以下、Si：3.0％以下、Al：3.0％以下、Si＋Al：0.7％以上、Cr：0.2％以上8.0％以下、Mn：10.0％以下、Cr＋Mn：1.0％以上、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.07％以下およびＮ：0.010％以下を含有し、残部はFeおよび不可避不純物とし、また鋼組織を、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が15％以上90％以下、残留オーステナイト量が10％以上50％以下、該マルテンサイトのうち50％以上が焼戻しマルテンサイトであり且つ該焼戻しマルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が10％以上、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が10％以下（０％を含む）とすることにより、引張強さが1470MPa以上、引張強さ×全伸びが29000MPa・％以上という、高延性で高引張強さの高強度鋼板を得ることができる。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車、電気機器等の産業分野で使用される、加工性、とりわけ延性に優れた引張強さ（TS）が1470MPa以上の高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。そのため、車体材料の高強度化による車体部品の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。
　一般に、鋼板の高強度化を図るためには、鋼板の組織全体に対してマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相の割合を増加させる必要がある。しかしながら、硬質相の割合を増加させることによる鋼板の高強度化は加工性の低下を招くことから、高強度と優れた加工性を併せ持つ鋼板の開発が望まれている。これまでに、フェライト－マルテンサイト二相鋼（DP鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したTRIP鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。
　複合組織鋼板において硬質相の割合を増加させた場合、鋼板の加工性は硬質相の加工性の影響を強く受けるようになる。これは、硬質相の割合が少なく軟質なポリゴナルフェライトが多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能が鋼板の加工性に対して支配的であり、硬質相の加工性が十分でない場合においても延性等の加工性は確保されたのに対し、硬質相の割合が多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能ではなく硬質相の変形能自体が鋼板の成形性に直接影響するようになるからである。
　このため、冷延鋼板の場合には、焼鈍およびその後の冷却過程で生成するポリゴナルフェライトの量を調整する熱処理を行った後、鋼板を水焼入れしてマルテンサイトを生成させ、再び鋼板を昇温して高温保持することにより、マルテンサイトを焼戻しして、硬質相であるマルテンサイト中に炭化物を生成させて、マルテンサイトの加工性を向上させてきた。しかしながら、通常、このような水焼入れを施す連続焼鈍水焼入れ設備の場合には、焼入れ後の温度は必然的に水温近傍となるため、未変態オーステナイトのほとんどがマルテンサイト変態することから、残留オーステナイトやその他の低温変態組織の活用は困難であった。そのため、硬質組織の加工性の向上はあくまでマルテンサイトの焼戻しによる効果に限られ、結果的に鋼板の加工性の向上も限られたものになっていた。
　また、マルテンサイト以外を硬質相とする鋼板として、主相をポリゴナルフェライト、硬質相をベイナイトやパーライトとし、かつこれらの硬質相であるベイナイトやパーライトに炭化物を生成させた鋼板がある。この鋼板は、ポリゴナルフェライトのみで加工性を向上させるのではなく、硬質相中に炭化物を生成させることにより硬質相自体の加工性も向上させ、特に、伸びフランジ性の向上を図る鋼板である。しかしながら、主相をポリゴナルフェライトとしている以上、引張強さ（TS）で1180MPa超の高強度と加工性の両立を 図ることが困難であった。
　残留オーステナイトを含む複合組織鋼板に関しては、例えば特許文献１には、合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有する微細で均一なベイナイトとすることにより、曲げ加工性および衝撃特性に優れる高張力鋼板が提案されている。
　また、特許文献２には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトとし、かつベイナイト中の残留オーステナイト量を規定することにより、焼付硬化性に優れた複合組織鋼板が提案されている。
　更に、特許文献３には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトを面積率で90％以上、ベイナイト中の残留オーステナイト量を１％以上15％以下とし、かつベイナイトの硬度（HV）を規定することにより、耐衝撃性に優れた複合組織鋼板が提案されている。
特開平４－２３５２５３号公報 特開２００４－７６１１４号公報 特開平１１－２５６２７３号公報
　しかしながら、上述した鋼板には以下に述べる課題がある。
　特許文献１に記載される成分組成では、鋼板に歪みを付与した際に、高歪域でのTRIP効果を発現する安定した残留オーステナイトの量を確保することが困難であり、曲げ性は得られるものの、塑性不安定が生じるまでの延性が低く、張り出し性に劣る。
　特許文献２に記載の鋼板は、焼付硬化性は得られるものの、ベイナイトあるいはさらにフェライトを主体として含みマルテンサイトを極力抑制した組織であるため、1180MPa超の引張強さ（TS）とすることはもとより、高強度化時における加工性を確保することも困難である。
　特許文献３に記載の鋼板は、耐衝撃性を向上させることを主目的としており、硬さがHV250以下のベイナイトを主相とし、具体的にはこれを90％超で含む組織であるため、引張強さ（TS）を1180MPa超とすることは極めて困難である。
　一方、プレス加工により成形される自動車部品のうち、例えば自動車衝突時に変形を抑制するドアインパクトビームやバンパーレインフォース等、特に強度が要求される部品の素材として用いられる鋼板には1180MPa以上、そして今後更に1470MPa以上の引張り強さ（TS）が要求されると考えられる。また、比較的形状が複雑な構造部品であるメンバー類やセンターピラーインナーなどの構造部品には、980MPa以上、そして今後更に1180MPa以上の引張り強さ（TS）が望まれる。
　本発明は、これまで高強度ゆえに加工性の確保が困難であった点を有利に解決したもので、引張強さ（TS）が1470MPa以上でしかも延性に優れる高強度鋼板を、その有利な製造 方法と共に提供することを目的とする。
　また、本発明の高強度鋼板には、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板を含むものとする。
　なお、本発明において、加工性に優れるとは、引張強さ（TS）×全伸び（T.EL）の値が29000MPa・％以上であることを意味する。
　発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋼板の成分組成およびミクロ組織について鋭意検討を重ねた。その結果、マルテンサイト組織を活用して高強度化を図るとともに、鋼板中のＣ量を0.30％以上とＣ含有量を多くし、且つフェライト生成抑制効果やマルテンサイト焼戻し時の加工性向上効果を有するCrを添加した上で、オーステナイト単相領域で焼鈍した鋼板を急冷してオーステナイトを一部マルテンサイト変態させた後、マルテンサイトの焼戻しと残留オーステナイトの安定化を図ることによって、加工性、とりわけ強度と延性のバランスに著しく優れ、しかも引張強さが1470MPa以上の高強度鋼板が得られることを見出した。
　本発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で
　　Ｃ：0.30％以上0.73％以下、
　　Si：3.0％以下、
　　Al：3.0％以下、
　　Si＋Al：0.7％以上、
　　Cr：0.2％以上8.0％以下、
　　Mn：10.0％以下、
　　Cr＋Mn：1.0％以上、
　　Ｐ：0.1％以下、
　　Ｓ：0.07％以下および
　　Ｎ：0.010％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成からなり、
　鋼板組織として、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が15％以上90％以下、残留オーステナイト量が10％以上50％以下、該マルテンサイトのうち50％以上が焼戻しマルテンサイトであり且つ該焼戻しマルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が10％以上、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が10％以下（０％を含む）を満足し、引張強さが1470MPa以上、引張強さ×全伸びが29000MPa・％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
（２）旧オーステナイト粒界の全長さの30％以上が、前記焼戻しマルテンサイト中に存在 するか、もしくは前記焼戻しマルテンサイトと隣接していることを特徴とする、上記（１）に記載の高強度鋼板。
（３）前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が0.7質量％以上であることを特徴とする、上 記（１）または（２）に記載の高強度鋼板。
（４）前記鋼板がさらに、質量％で、
　　Ni：0.05％以上5.0％以下を含有し、かつ前記Cr＋Mn：1.0％以上に代えて
　　Cr＋Mn＋Ni：1.0％以上
を満たすことを特徴とする、上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（５）前記鋼板がさらに、質量％で、
　　Ｖ：0.005％以上1.0％以下、
　　Mo：0.005％以上0.5％以下および
　　Cu：0.05％以上2.0％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（６）前記鋼板がさらに、質量％で、
　　Ti：0.01％以上0.1％以下および
　　Nb：0.01％以上0.1％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする、上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（７）前記鋼板がさらに、質量％で、
　　Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下
を含有することを特徴とする、上記（１）～（６）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（８）前記鋼板がさらに、質量％で、
　　Ca：0.001％以上0.005％以下および
　　REM：0.001％以上0.005％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする、上記（１）～（７）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（９）上記（１）～（８）のいずれか１項に記載の鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、高強度鋼板。
(10)上記（１）～（８）のいずれか１項に記載の成分組成になる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下焼鈍した後、マルテンサイト変態開始温度Msに対してMs－150℃以上Ms未満の第１温度域まで平均冷却速度：３℃/s以上で冷却し、その後、340℃以上520℃以下の第２温度域に昇温し、引き続き該第２温度域に15秒以上1000秒以下保持することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
（１１）前記第２温度域への昇温中または前記第２温度域での保持中に、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、上記（10）に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、加工性、とりわけ延性に著しく優れ、且つ引張強さ（TS）が1470MPa 以上の高強度鋼板を安定して得ることができる。
　従って、本発明は、自動車、電気機器等の産業分野での利用価値が非常に大きく、特に自動車車体の軽量化に対して極めて有用である。
本発明に従う製造方法における熱処理の温度パターンを示した図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明において、鋼板組織を上記のように限定した理由について述べる。以下、面積率は、鋼板組織全体に対する面積率とする。
マルテンサイトの面積率：15％以上90％以下
　マルテンサイトは硬質相であり、鋼板を高強度化するために必要な組織である。マルテンサイトの面積率が15％未満では、鋼板の引張強さ（TS）が1470MPaを満足しない。一方、マルテンサイトの面積率が90％を超えると、安定した残留オーステナイト量が確保できないため、延性等の加工性が低下することが問題となる。従って、マルテンサイトの面積率は、15％以上90％以下とする。好ましくは20％以上80％以下である。
マルテンサイトのうち、焼戻しマルテンサイトの割合：50％以上
焼戻しマルテンサイトの面積率：10％以上
　焼戻しマルテンサイトの割合が、全マルテンサイトの面積率の50％未満または鋼板組織 全体に対して10％未満の場合、引張強さは1470MPa以上となるものの、十分な延性が得られない場合がある。これは、高Ｃを含有する焼入れままのマルテンサイトが極めて硬質で変形能が低く靭性に劣り、その量が多くなると歪付与時に脆性的に破壊して結果的に優れた延性を得られなくなるためである。このような焼入れままのマルテンサイトは焼戻すことにより、強度は若干低下するもののマルテンサイト自体の変形能は大幅に改善されるため、歪付与時における脆性的な破壊は生じず、本発明の組織構成の実現によって、TS×T.ELを29000MPa・％以上とすることができる。従って、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトの割合は鋼板中に存在する全マルテンサイト面積率の50％以上とし、焼戻しマルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率は10％以上とする。好ましくは、全マルテンサイト面積率の70％以上かつ鋼板組織全体に対して面積率で20％以上、さらに好ましくは全マルテンサイト面積率の80％以上かつ鋼板組織全体に対して面積率で30％以上である。なお、焼戻しマルテンサイトは、走査型電子顕微鏡（SEM）での観察などによりマルテンサイト中に微細な炭化物が析出した組織として観察され、マルテンサイト内部にこのような炭化物が認められない焼入れままのマルテンサイトとは明瞭に区別することができる。
残留オーステナイト量：10％以上50％以下
　残留オーステナイトは、加工時にTRIP効果によりマルテンサイト変態し、高Ｃを含有する硬質なマルテンサイトにより高強度化を進めると同時に歪分散能を高めることにより延性を向上させる。
　本発明の鋼板では、一部マルテンサイト変態させた後に、例えば炭化物の生成を抑制した上部ベイナイト変態などを活用して、特に、炭素濃化量を高めた残留オーステナイトを形成せしめる。その結果、加工時に高歪域でもTRIP効果を発現できる残留オーステナイトを得ることができる。なお、本発明では、炭素濃度の高い安定した残留オーステナイトを所定量確保することが重要であり、その手段としては炭化物の生成を抑制した上部ベイナイト変態の活用が有効な手段である。しかし、この上部ベイナイト変態の活用は必ずしも必須というわけではなく、例えばマルテンサイト分率が高い状態では焼き入れ後の高温保持中にオーステナイト中への炭素の濃化を図ることができる。
　このような残留オーステナイトとマルテンサイトを併存させて活用することにより、引張強さ（TS）が1470 MPa以上の高強度領域でも良好な加工性が得られ、具体的には、TS×T.ELの値を29000MPa・％以上とすることができ、強度と延性のバランスに極めて優れた鋼板を得ることができる。
　ここで、残留オーステナイトは、焼戻しマルテンサイトに囲まれた状態で分布するため、組織観察によりその量（面積率）を正確に定量することは難しいが、従来から行われている残留オーステナイト量を測定する手法であるＸ線回折（ERD）による強度測定方法を用いた。具体的にはフェライトとオーステナイトのＸ線回折強度比から求められる残留オーステナイト量が10％以上であれば、十分なTRIP効果を得ることができ、引張強さ（TS）が1470MPa以上で、TS×T.ELが29000MPa・％以上を達成できることが確認されている。なお、従来から行われている残留オーステナイト量の測定手法で得られた残留オーステナイト量は、残留オーステナイトの鋼板組織全体に対する面積率と同等であることを確認している。
　残留オーステナイト量が10％未満の場合、十分なTRIP効果が得られない。一方、50％を超えると、TRIP効果発現後に生じる硬質なマルテンサイトが過大となり、靭性の劣化などが問題となる。従って、残留オーステナイトの量は、10％以上50％以下の範囲とする。好ましくは14％以上45％以下の範囲である。さらに好ましくは、18％以上40％以下の範囲である。
ポリゴナルフェライトの面積率：10％以下（0％を含む）
　ポリゴナルフェライトの面積率が10％を超えると、引張強さ（TS）1470MPa以上を満足することが困難になると同時に、加工時に硬質組織内に混在した軟質なポリゴナルフェライトに歪が集中することにより加工時に容易に亀裂が発生し、結果として所望の加工性を得られない。ここで、ポリゴナルフェライトの面積率が10％以下であれば、ポリゴナルフェライトが存在しても硬質相中に少量のポリゴナルフェライトが孤立分散した状態となり、歪の集中を抑制することができ、加工性の劣化を避けることができる。従って、ポリゴナルフェライトの面積率は10％以下とする。好ましくは５％以下、さらに好ましくは３％以下であり、０％であってもよい。
　本発明の鋼板には、一部マルテンサイト生成後に生成する場合がある上部ベイナイトはもとより、残部組織としてパーライトやウィドマンステッテンフェライト、下部ベイナイトを含んでも構わない。その場合、上部ベイナイトをのぞく残部組織の許容含有量は、面積率で20％以下とすることが好ましい。より好ましくは10％以下である。一方、上部ベイナイトは焼入れままマルテンサイトを焼戻しする際に生じることのある組織であり、その含有量が過大になると特に1.7GPaを超えるような強度確保は困難となるため、組織全体に対する面積率で60％以下とすることが好ましい。より好ましくは50％未満であり、さらに好ましくは35％未満である。
　以上が本発明の高強度鋼板における鋼板組織の基本構成であるが、必要に応じて次の構成を加えても良い。
旧オーステナイト粒界の全長さの30％以上が焼戻しマルテンサイト中に存在、もしくは焼戻しマルテンサイトと隣接
　本発明鋼のように高Ｃの残留オーステナイトやマルテンサイトからなる組織を有する場合、鋼自体が高強度であるため成形・加工時に旧オーステナイト粒界から破壊が生じる場合がある。これは旧オーステナイト粒界の靱性が不足しているために生じるものと考えられるが、旧オーステナイト粒界を加工性に優れた焼戻しマルテンサイトの内部に存在させるか焼戻しマルテンサイトと隣接させることにより、成形・加工性の改善が可能である。
　このような効果を得るためには、旧オーステナイト粒界の全長さのうち30％以上が焼戻しマルテンサイト中に存在、もしくは焼戻しマルテンサイトと隣接している必要がある。好ましくは45％以上である。なお、旧オーステナイト粒界の全長さの測定は、特開2005－241635号公報に開示されている手法で現出させた旧オーステナイト粒界の長さから求めることができる。さらに、同一視野の領域を再度、バフ研磨、ナイタール腐食することにより、その旧オーステナイト粒界が焼戻しマルテンサイト中に存在、もしくは焼戻しマルテンサイトと隣接している割合を求めることができる。
残留オーステナイト中の平均Ｃ量：0.70％以上
　TRIP効果を活用して優れた加工性を得るためには、引張強さ（TS）が1470MPa級以上の 高強度鋼板においては、残留オーステナイト中のＣ量が重要である。発明者らが検討した結果、本発明の鋼板においては、従来行われている残留オーステナイト中の平均Ｃ量（残留オーステナイト中のＣ量の平均）を測定する方法であるＸ線回折（XRD）での回折ピークのシフト量から求める残留オーステナイト中の平均Ｃ量が0.70％以上であれば、より一層優れた加工性が得られることが解った。残留オーステナイト中の平均Ｃ量が0.70％未満の場合、加工時において低歪域でマルテンサイト変態が生じてしまい、加工性を向上させる高歪域でのTRIP効果が十分に得られない場合がある。従って、残留オーステナイト中の平均Ｃ量は0.70％以上とすることが好ましく、0.90％以上とすることがより好ましい。一方、残留オーステナイト中の平均Ｃ量が2.00％を超えると、残留オーステナイトが過剰に安定となり、加工中にマルテンサイト変態が生じず、TRIP効果が発現しないことにより、延性の低下が懸念される。従って、残留オーステナイト中の平均Ｃ量は2.00％以下とすることが好ましい。
　次に、本発明において、鋼板の成分組成を上記のように限定した理由について述べる。
なお、以下の成分組成を表す％は質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.30％以上0.73％以下
　Ｃは、鋼板の高強度化および安定した残留オーステナイト量を確保するのに必要不可欠な元素であり、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。Ｃ量が0.30％未満では、鋼板の強度と加工性を確保することが難しい。一方、Ｃ量が0.73％を超えると、溶接部および溶接熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。従って、Ｃ量は0.30％以上0.73％以下の範囲とする。好ましくは、0.34％超0.69％以下の範囲であり、さらに好ましくは0.39％以上である。
Si：3.0％以下
　Siは、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する有用な元素である。しかしながら、Si量が3.0％を超えると、ポリゴナルフェライトへの固溶量の増加による加工性、靭性の劣化を招き、また赤スケール等の発生による表面性状の劣化や、溶融めっきを施す場合には、めっき付着性および密着性の劣化を引き起こす場合があるため、Si量は3.0％以下とする。より好ましくは2.6％以下、さらに好ましくは2.2％以下であり、０％であってもよい。
Al：3.0％以下
　Alは、製鋼工程で脱酸剤として添加される有用な元素であるが、3.0％を超えると、鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる場合があるため、Al量は3.0％以下とする。より好ましくは、2.0％以下である。一方、Alの脱酸効果を得るためにはAl量を0.001％以上とすることが好ましく、より好ましくは0.005％以上とする。なお、本発明におけるAl量は、脱酸後に鋼板中に含有するAl量とする。なお、Si等により脱酸する場合には、Alは０％であってもよい。
Si＋Al：0.7％以上
　SiやAlは、ともに炭化物の生成を抑制し、本発明において強度と延性のバランスを確保する上で重要な組織となる残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素である。炭化物の抑制はSiまたはAlを単独で含有させても効果があるが、少なくともSi量とAl量の合計で0.7％以上含有させる必要がある。
Cr：0.2％以上8.0％以下
　Crは、本発明において必須の元素であり、焼鈍温度からの冷却時にフェライトおよびパーライトの生成を抑制する作用を有すると同時に、マルテンサイトの加工性を向上させる。そのメカニズムは明確ではないが、炭化物の生成状態などを変化させることによって、硬質で高強度なマルテンサイトであっても、加工性が優れる状態が実現されているものと考えられ、その効果はCr量が0.2％以上で得られる。好ましくは0.5％以上、さらに好ましくは1.0％以上である。一方、Cr量が8.0％を超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要以上に高強度となる場合や十分な延性が得られない場合がある。このため、Cr量は8.0％以下とする。好ましくは6.0％以下、さらに好ましくは4.0％以下である。
Mn：10.0％以下
　Mnは、鋼の強化に有効な元素であり、0.01％以上含有させることが好ましく、Crとともに活用可能である。しかしながら、含有量が、10.0％を超えると鋳造性の劣化などを引き起こす。従って、Mn量は10.0％以下とする必要がある。好ましくは7.0％以下、さらに好ましくは4.0％以下である。なお、Cr等を十分に活用する場合には、Mnは０％であってもよい。
Cr＋Mn：1.0％以上
　CrやMnは、焼鈍温度からの冷却時にフェライトやパーライト、ベイナイトの生成を抑制する元素である。本発明では焼鈍時に生成したオーステナイトを極力維持したまま一部マルテンサイト変態させることが望ましく、その実現のためにはCr＋Mn量が1.0％以上であることを要する。好ましくは1.5％以上である。
Ｐ：0.1％以下
　Ｐは、鋼の強化に有用な元素であるが、Ｐ量が0.1％を超えると、粒界偏析により脆化することにより耐衝撃性を劣化させ、鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐ量は0.1％以下とする。好ましくは0.05％以下である。なお、Ｐ量は、低減することが好ましいが、0.005％未満とするには大幅なコスト増加を引き起こすため、その下限は0.005％程度とすることが好ましい。
Ｓ：0.07％以下
　Ｓは、MnＳなどの介在物となり、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるため、Ｓ量を極力低減することが好ましい。しかしながら、Ｓ量を過度に低減することは、製造コストの増加を招くため、Ｓ量は0.07％以下とする。好ましくは0.05％以下であり、より好ましくは0.01％以下である。なお、Ｓは0.0005％未満とするには大きな製造コストの増加を伴うため、製造コストの点からはその下限は0.0005％程度である。
Ｎ：0.010％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、極力低減することが好ましい。Ｎ量が0.010％を超えると耐時効性の劣化が顕著となるため、Ｎ量は0.010％以下とする。なお、Ｎを0.001％未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの点からは、その下限は0.001％程度である。
　また、本発明では上記した基本成分の他、以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
Ni：0.05％以上5.0％以下、かつCr＋Mn：1.0％以上に代えてCr＋Mn＋Ni：1.0％以上
　Niは、CrやMnと同様、焼鈍温度からの冷却時にフェライトやパーライト、ベイナイトの生成を抑制する元素であり、このような効果を得る上では、Ni量は0.05％以上とすることが好ましい。また、本発明では、前記したように、焼鈍時に生成したオーステナイトを極力維持したまま一部マルテンサイト変態させることが望ましく、そのためには、Niを含有する場合には、Ni量が0.05％以上で、かつ前記したCr＋Mn量が1.0％以上という条件に代えてCr＋Mn＋Ni量を1.0％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ni量が0.05％以上でかつCr＋Mn＋Ni量が1.5％以上である。なお、Ni量は5.0％を超えると鋼板の加工性を低下させる場合があるためNi量は5.0％以下が好ましい。
Ｖ：0.005％以上1.0％以下、Mo：0.005％以上0.5％以下、Cu：0.05％以上2.0％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｖ、MoおよびCuは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。その効果は、Ｖ：0.005％以上、Mo：0.005％以上およびCu:0.05％以上で得られる。一方、Ｖ：1.0％、Mo：0.5％およびCu：2.0％を超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要以上に高強度となる。従って、Ｖ、MoおよびCuを含有させる場合には、Ｖ：0.005％以上1.0％以下、Mo：0.005％以上0.5％以下およびCu：0.05％以上2.0％以下の範囲とする。
Ti：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.1％以下のうちから選ばれる１種または２種
　TiおよびNbは鋼の析出強化に有用で、その効果は、それぞれの含有量が0.01％以上で得られる。一方、それぞれの含有量が0.1％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、TiおよびNbを含有させる場合は、Ti：0.01％以上0.1％以下およびNb：0.01％以上0.1％以下の範囲とする。
Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界からポリゴナルフェライトが生成・成長することを抑制するのに有用な元素である。その効果は0.0003％以上の含有で得られる。一方、含有量が0.0050％を超えると加工性が低下する。従って、Ｂを含有させる場合は、Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下の範囲とする。
Ca：0.001％以上0.005％以下、REM：0.001％以上0.005％以下のうちから選ばれる１種または２種
　CaおよびREMは、硫化物の形状を球状化し、伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有用である。その効果は、それぞれの含有量が0.001％以上で得られる。一方、それぞれの含有量が0.005％を超えると、介在物等の増加を招き、表面欠陥および内部欠陥などを引き起こす。従って、CaおよびREMを含有させる場合には、Ca：0.001％以上0.005％以下およびREM：0.001％以上0.005％以下の範囲とする。
　本発明の鋼板において、上記以外の成分はFeおよび不可避不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
　上記の好適成分組成に調整した鋼片を製造後、熱間圧延し、ついで冷間圧延を施して冷延鋼板とする。本発明において、これらの処理に特に制限はなく、常法に従って行えば良いが、好適な製造条件は次のとおりである。鋼片を、1000℃以上1300℃以下の温度域に加熱した後、870℃以上950℃以下の温度域で熱間圧延を終了し、得られた熱延鋼板を350℃ 以上720℃以下の温度域で巻き取る。ついで、熱延鋼板を酸洗後、40％以上90％以下の範囲の圧下率で冷間圧延を行い冷延鋼板とする。
　なお、本発明では、鋼板を通常の製鋼、鋳造、熱間圧延、酸洗および冷間圧延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば、薄スラブ鋳造やストリップ鋳造などにより熱間圧延工程の一部または全部を省略して製造しても良い。
　得られた冷延鋼板に、図１に示す熱処理を施す。以下、図１を参照しながら説明する。
　オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下の焼鈍を施す。本発明の鋼板は、マルテンサイトなど、未変態オーステナイトから変態させて得る低温変態相を主相とするものであり、ポリゴナルフェライトは極力少ない方が好ましく、このためオーステナイト単相域での焼鈍が必要である。焼鈍温度に関しては、オーステナイト単相域であれば特に制限はないが、焼鈍温度が1000℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる構成の粗大化を引き起こし、靭性などを劣化させる。従って、焼鈍温度は、Ａ3点（オーステナイト変態点）℃以上とする必要があり、1000℃以下とすることが好ましい。
　ここで、Ａ3点は、次式
Ａ3点(℃)＝910-203×[C%]1/2+44.7×[Si%]-30×[Mn%]+700×[P%]+130×[Al%]
　　　　　-15.2×[Ni%]-11×[Cr%]-20×[Cu%]+31.5×[Mo%]+104×[V%]
　　　　　+400×[Ti%]
によって算出することができる。なお、[Ｘ%]は鋼板の成分元素Ｘの質量％とする。
　また、焼鈍時間が15秒未満の場合には、オーステナイトへの逆変態が十分に進まない場合や、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合がある。一方、焼鈍時間が1000秒を超えると、多大なエネルギー消費に伴うコスト増を招く。従って、焼鈍時間は15秒以上1000秒以下の範囲とする。好ましくは、60秒以上500秒以下の範囲である。
　焼鈍後の冷延鋼板は、Ms－150℃以上Ms点未満の第１温度域まで、平均冷却速度を３℃/s以上に制御して冷却される。この冷却は、Ms点未満まで冷却することによりオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させるものである。ここで、第１温度域の下限がMs－150℃未満では、この時点で未変態オーステナイトがマルテンサイト化する量が過大となり、きわめて優れた強度－延性バランスが得られない。一方、第１温度域の上限がMs以上になると、適正量の焼戻しマルテンサイト量が確保できなくなる。従って、第１温度域の範囲は、Ms－150℃以上Ms点未満とする。また、平均冷却速度が３℃/s未満の場合、ポリゴナルフェライトの過剰な生成、成長や、パーライト等の析出が生じ、所望の鋼板組織を得られない。従って、焼鈍温度から第１温度域までの平均冷却速度は、３℃/s以上とする。好ましくは５℃/s以上、さらに好ましくは８℃/s以上である。平均冷却速度の上限は、冷却停止温度にバラツキが生じない限り特に限定されないが、一般的な設備では、平均冷却速度が100℃/sを超えると、鋼板の長手方向および板幅方向での組織のバラツキが著しく大きくなるため、100℃/s以下が好ましい。従って、平均冷却速度は、８℃/s以上100℃/s以下の範囲が好ましい。
　なお、上述したMs点は、フォーマスタ試験などによる冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することが好ましいが、例えば次式に示すような近似式によって求めることもできる。Ｍは、経験的に求められる近似値である。
Ｍ点(℃)＝540－361×｛[Ｃ%]/(１－[α%]/100)｝－６×[Si%]－40×[Mn%]
　　　　　＋30×[Al%]－20×[Cr%]－35×[Ｖ%]－10×[Mo%]－17×[Ni%]
　　　　　－10×[Cu%]
　ただし、[Ｘ%]は鋼板の成分元素Ｘの質量％、[α%]はポリゴナルフェライトの面積率とする。
　なお、ポリゴナルフェライトの面積率は、例えば、1000～3000倍のSEM写真の画像処理 などによって測定される。
　また、ポリゴナルフェライトは、上記した条件での焼鈍・冷却後の鋼板において観察されるものであり、所望の成分組成の冷延鋼板について、焼鈍・冷却後にポリゴナルフェライトの面積率を求め、鋼板の成分組成から求まる合金元素の含有量と共に上掲式に代入することによって、Mの値を求めることができる。
　第１温度域まで冷却された鋼板は、340℃以上520℃以下の第２温度域まで昇温され、第２温度域で15秒以上1000秒以下の時間保持される。
　第２温度域では、焼鈍温度から第１温度域までの冷却により生成したマルテンサイトを焼戻し、未変態オーステナイトを炭化物の生成を抑制した上部ベイナイトに変態させることなどによりオーステナイトの安定化を進める。第２温度域の上限が520℃を超えると、 未変態オーステナイトから炭化物が析出するため、所望の組織が得られない。一方、第２温度域の下限が340℃未満の場合、未変態オーステナイトから下部ベイナイトが生成し、 オーステナイト中へのＣ濃化量が少なくなることが問題となる。従って、第２温度域の範囲は、340℃以上520℃以下の範囲とする。好ましくは、370℃以上450℃以下の範囲である。
　また、第２温度域での保持時間が15秒未満の場合、マルテンサイトの焼戻しが不十分となり、所望の鋼板組織とすることができず、その結果、得られる鋼板の加工性を十分に確保することができない場合があるので、この第２温度域における保持時間は15秒以上とする必要がある。一方、本発明において、第２温度域での保持時間は、上部ベイナイト変態を進める必要がある場合においても第１温度域で生成したマルテンサイトによるベイナイト変態促進効果により、1000秒あれば十分である。通常、本発明鋼のように、ＣやCr，Mnなどの合金成分が多くなると、ベイナイト変態は遅延するが、本発明のようにマルテンサイトと未変態オーステナイトが共存すると、ベイナイト変態速度が著しく速くなることは従来から幾つか報告があり、発明者らも本発明鋼においては知見している。一方、第２温度域での保持時間が、1000秒を超える場合、鋼板の最終組織として残留オーステナイトとなる未変態オーステナイトから炭化物が析出してＣ濃化した安定な残留オーステナイトが得られず、その結果、所望の強度と延性またはその両方が得られない場合がある。従って、保持時間は15秒以上1000秒以下とする。好ましくは、30秒以上700秒以下である。さら に好ましくは、40秒以上400秒以下である。
　なお、本発明における一連の熱処理では、上述した所定の温度範囲内であれば、保持温度は一定である必要はなく、所定の温度範囲内で変動しても本発明の趣旨を損なわない。冷却速度についても同様である。また、熱履歴さえ満足すれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されても構わない。さらに、熱処理後に、形状矯正のために鋼板の表面に調質圧延を施すことや電気めっき等の表面処理を施すことも本発明の範囲に含まれる。
　本発明の高強度鋼板の製造方法には、さらに溶融亜鉛めっき処理、あるいは溶融亜鉛めっき処理にさらに合金化処理を加えた合金化溶融亜鉛めっき処理を加えることができる。溶融亜鉛めっき処理や合金化溶融亜鉛めっき処理は、第１温度域から第２温度域への昇温中、第２温度域保持中、第２温度域保持後のいずれでも構わないが、いずれの場合においても、第２温度域での保持時間は、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化亜鉛めっき処理の処理時間も含めて15秒以上1000秒以下とする。なお、該溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理は、連続溶融亜鉛めっきラインにて行うことが好ましい。
　また、本発明の高強度鋼板の製造方法では、上記した本発明の製造方法に従い、熱処理まで完了させた高強度鋼板を製造した後、改めて溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを加えることができる。
　鋼板に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う方法は、特に限定されることはなく、常法に従えばよい。例えば、次のとおりである。
　鋼板をめっき浴中に浸入させ、ガスワイピングなどで付着量を調整する。めっき浴中の溶解Al量は、溶融亜鉛めっき処理の場合は0.12質量％以上0.22質量％以下の範囲、合金化溶融亜鉛めっき処理の場合は0.08質量％以上0.18質量％以下の範囲とすることが好ましい。
　処理温度は、溶融亜鉛めっき処理の場合、めっき浴の温度は通常の450℃以上500℃以下の範囲であればよく、さらに合金化処理を施す場合、合金化時の温度は550℃以下とすることが好ましい。合金化温度が550℃を超える場合、未変態オーステナイトから炭化物が析出したり、場合によってはパーライトが生成するため、強度や加工性またはその両方が得られず、また、めっき層のパウダリング性も劣化する。一方、合金化時の温度が450℃ 未満では合金化が進行しない場合があるため、450℃以上とすることが好ましい。
　めっき付着量は片面当たり20g/m2以上150g/m2以下の範囲とすることが好ましい。めっき付着量が20g/m2未満では耐食性が不足し、一方、150g/m2を超えても耐食効果は飽和し、コストアップを招くだけである。めっき層の合金化度（めっき層中のFe質量％(Fe含有量)）は７質量％以上15質量％以下の範囲が好ましい。めっき層の合金化度が７質量％未満では、合金化ムラが生じ外観品質が劣化したり、めっき層中にいわゆるζ相が生成され鋼板の摺動性が劣化したりする。一方、めっき層の合金化度が15質量％を超えると、硬質で脆いΓ相が多量に形成され、めっき密着性が劣化する。
　以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定するものではない。また、本発明の要旨構成の範囲内で構成を変更することは、本発明の範囲に含まれるものとする。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製して得た鋼片を、1200℃に加熱し、870℃で仕上げ熱間 圧延した熱延鋼板を650℃で巻き取り、次いで熱延鋼板を酸洗後、65％の圧延率（圧下率）で冷間圧延し、板厚：1.2mmの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表２に示す条件で熱処理を施した。なお、表２中の冷却停止温度：T1とは、焼鈍温度から鋼板を冷却する際に、鋼板の冷却を停止する温度とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　また、一部の冷延鋼板については、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施した。ここで、溶融亜鉛めっき処理は、めっき浴温度：463℃、目付け量（片面 あたり）：50g/m2となるように両面めっきを施した。また、合金化溶融亜鉛めっき処理は、同じくめっき浴温度：463℃、目付け量（片面あたり）：50g/m2として合金化度（Fe質量％(Fe含有量)）が９質量％となるように合金化温度：550℃以下で合金化条件を調整して両面めっきを施した。なお、溶融亜鉛めっき処理および合金化溶融亜鉛めっき処理は、表２中に示すT1℃まで一旦冷却した後に行った。
　得られた鋼板に、めっき処理を施さない場合には熱処理後に、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施す場合にはこれらの処理の後に、圧延率（伸び率）：0.3％の調質圧延を施した。
　かくして得られた鋼板の諸特性を以下の方法で評価した。
　各鋼板から試料を切り出し研磨して、板幅方向に平行な法線を有する面を走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて3000倍で10視野組織観察して、各相の面積率を測定し、各結晶粒の 相構造を同定した。
　旧オーステナイト粒界の全長さの測定方法および旧オーステナイト粒界が焼戻しマルテンサイト中に存在、もしくは焼戻しマルテンサイトと隣接している割合の求め方は、次のとおりである。
　旧オーステナイト粒界は、特開２００５－２４１６３５号公報に開示されているピクリン酸＋界面活性剤＋塩化第一鉄＋シュウ酸に反応速度調整剤としてHClとグリセリンを混合させた腐食液でエッチングすることにより現出させた。これより、×500～×1000倍で旧オーステナイト粒界を光学顕微鏡で観察し、画像処理装置で全長さを測定したのち、再度、鏡面研磨－ナイタールエッチングした同一視野の組織をSEMで観察し、旧オーステナイト粒界が焼戻しマルテンサイトの内部または隣接している割合を求めた。
　残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向に板厚の1/4まで研削・研磨し、Ｘ線回折強度測定により求めた。入射Ｘ線にはCo-Kαを用い、フェライトの(200)、(211)、(220)各面の回折強度に対するオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の強度比から残留オーステナイト量を計算した。
　残留オーステナイト中の平均Ｃ量は、Ｘ線回折強度測定でのオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の強度ピークから格子定数を求め、次の計算式から残留オーステナイト中の平均Ｃ（質量％）を求めた。
[C%]＝（ａ0-0.3580-0.00095×[Mn%]-0.0056×[Al%]-0.022×[N%]）/0.0033
　ただし、ａ0：格子定数（nm）、[Ｘ%]：元素Ｘの質量％。なお、Ｃ以外の元素の質量％は、鋼板全体に対する質量％とした。
　引張試験は、鋼板の板幅方向を長手方向としたJIS5号試験片(JIS
Z 2201)を用いて、JIS Z 2241に準拠して行った。TS（引張強さ）、T.EL（全伸び）を測定し、強度と全伸びの積（TS×T.EL）を算出して、強度と加工性（延性）のバランスを評価した。なお、本発明では、TS×T.EL≧29000（MPa・％）の場合を良好とした。以上の評価結果を表３-１、表３-２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３から明らかなように、本発明の鋼板はいずれも、引張強さが1470 MPa以上で、かつTS×T.ELの値が29000MPa・％以上という高強度と優れた加工性を兼ね備え、とりわけ延性に優れていることが確認された。
　本発明に従い、鋼板中のＣ量を0.30％以上とし、且つフェライト抑制効果を有するCrを添加した上で、オーステナイト単相領域で焼鈍した鋼板を急冷してオーステナイトを一部マルテンサイト変態させた後、マルテンサイトの焼戻しと残留オーステナイトの安定化を図ることによって、加工性、とりわけ強度と延性のバランスに著しく優れ、しかも引張強さが1470MPa以上の高強度鋼板を得ることができる。

Claims (11)

  1. 　質量％で
    　　Ｃ：0.30％以上0.73％以下、
    　　Si：3.0％以下、
    　　Al：3.0％以下、
    　　Si＋Al：0.7％以上、
    　　Cr：0.2％以上8.0％以下、
    　　Mn：10.0％以下、
    　　Cr＋Mn：1.0％以上、
    　　Ｐ：0.1％以下、
    　　Ｓ：0.07％以下および
    　　Ｎ：0.010％以下
    を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成からなり、
    　鋼板組織として、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が15％以上90％以下、残留オーステナイト量が10％以上50％以下、該マルテンサイトのうち50％以上が焼戻しマルテンサイトであり且つ該焼戻しマルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が10％以上、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が10％以下（０％を含む）を満足し、引張強さが1470MPa以上、引張強さ×全伸びが29000MPa・％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
  2. 　旧オーステナイト粒界の全長さの30％以上が、前記焼戻しマルテンサイト中に存在するか、もしくは前記焼戻しマルテンサイトと隣接していることを特徴とする、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が0.7質量％以上であることを特徴とする、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
    　　Ni：0.05％以上5.0％以下を含有し、かつ前記Cr＋Mn：1.0％以上に代えて
    　　Cr＋Mn＋Ni：1.0％ 以上
    を満たすことを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
    　　Ｖ：0.005％以上1.0％以下、
    　　Mo：0.005％以上0.5％以下および
    　　Cu：0.05％以上2.0％以下
    のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１～４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  6. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
    　　Ti：0.01％以上0.1％以下および
    　　Nb：0.01％以上0.1％以下
    のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１～５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  7. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
    　　Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下
    を含有することを特徴とする、請求項１～６のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  8. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
    　　Ca：0.001％以上0.005％以下および
    　　REM：0.001％以上0.005％以下
    のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１～７のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  9. 　請求項１～８のいずれか１項に記載の鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、高強度鋼板。
  10. 　請求項１～８のいずれか１項に記載の成分組成になる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下焼鈍した後、マルテンサイト変態開始温度Msに対してMs－150℃以上Ms未満の第１温度域ま で平均冷却速度：３℃/s以上で冷却し、その後、340℃以上520℃以下の第２温度域に昇温し、引き続き該第２温度域に15秒以上1000秒以下保持することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
  11. 　前記第２温度域への昇温中または前記第２温度域での保持中に、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、請求項１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
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