WO2014092025A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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紗江 水田
幸博 内海
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in workability and low-temperature toughness in a region where the tensile strength is 1180 MPa or more, and a production method capable of efficiently producing the steel sheet.
  • galvanized steel sheets such as hot dip galvanized (GI), alloyed hot dip galvanized (GA), and electrogalvanized (EG) (hereinafter referred to as “galvanized steel sheets”). Is often used as a representative). Therefore, galvanized steel sheets are also required to have the same characteristics as high-strength steel sheets.
  • GI hot dip galvanized
  • GA alloyed hot dip galvanized
  • EG electrogalvanized
  • Patent Document 1 discloses a structure in which martensite, which is the second phase, and retained austenite are dispersed in a specific ratio in a ferrite matrix, and elongation and elongation. A high-strength steel sheet excellent in flangeability has been proposed.
  • Patent Document 2 discloses a high strength excellent in coating film adhesion and ductility, in which the contents of Si and Mn are suppressed and the steel sheet structure is mainly tempered martensite and ferrite and contains residual austenite. Cold rolled steel sheets have been proposed.
  • Patent Document 3 proposes a high-strength cold-rolled steel sheet that has a steel sheet structure containing ferrite, tempered martensite, martensite, and retained austenite and is excellent in workability and impact resistance.
  • Patent Document 4 proposes a high-strength steel sheet having a structure containing bainitic ferrite, martensite, and retained austenite and excellent in ductility and stretch flangeability and having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • JP 2008-101238 A Japanese Patent No. 3889768 JP 2010-196115 A JP 2010-90475 A
  • the present invention has been made paying attention to the circumstances as described above, and its purpose is to provide a high-strength steel sheet and a method for producing the same, in particular, a tensile strength of 1180 MPa or more and excellent workability and low-temperature toughness. Another object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet and a method for producing the same.
  • the high-strength steel sheet of the present invention that can solve the above problems (high-strength steel sheet having a tensile strength of 1180 MPa or more excellent in workability and low-temperature toughness) has the following components: C: 0.10% (meaning mass%, hereinafter the same for the components) or more and 0.30% or less, Si: 1.40% or more and 3.0% or less, Mn: 0.5% to 3.0%, P: 0.1% or less (excluding 0%), S: 0.05% or less (excluding 0%), Al: 0.005% or more and 0.20% or less, N: 0.01% or less (not including 0%), and O: 0.01% or less (not including 0%) And the balance is made of iron and inevitable impurities, and the structure of the steel sheet at the 1/4 thickness position satisfies all of the following (1) to (4).
  • the volume fraction of ferrite with respect to the entire structure is 5% or more and 35% or less, and the volume fraction of bainitic ferrite and / or tempered martensite is 50% or more.
  • the volume ratio of the mixed structure (MA structure) of fresh martensite and retained austenite with respect to the entire structure is 20% or less (excluding 0%).
  • the volume ratio of retained austenite with respect to the entire structure is 5% or more.
  • the stacking fault in the retained austenite is 10.0 ⁇ 10 ⁇ 3 (nm / nm 2 ) or less.
  • the high-strength steel plate may have an electrogalvanized layer, a hot dip galvanized layer, or an alloyed hot dip galvanized layer on the surface of the steel plate.
  • the high-strength steel sheet is at least selected from the group consisting of Cr: 1.0% or less (not including 0%) and Mo: 1.0% or less (not including 0%) as other elements. A kind of element may be contained.
  • Ti 0.15% or less (not including 0%)
  • Nb 0.15% or less (not including 0%)
  • V 0.15% or less as other elements It may contain at least one selected from the group consisting of (not including 0%).
  • the high-strength steel sheet is at least selected from the group consisting of Cu: 1.0% or less (not including 0%) and Ni: 1.0% or less (not including 0%) as other elements. A kind of element may be contained.
  • the high-strength steel plate may further contain B: 0.0050% or less (excluding 0%) as another element.
  • the high-strength steel plate has, as other elements, Ca: 0.0100% or less (not including 0%), Mg: 0.0100% or less (not including 0%), and REM: 0.0100% It may contain at least one selected from the group consisting of the following (excluding 0%).
  • the present invention also includes a method for producing the high-strength steel sheet.
  • the method uses a steel plate composed of the above-mentioned components, and maintains soaking in a temperature range of (Ac 1 point + 20 ° C.) or more and less than Ac 3 point, and then 100 ° C. or more and 500 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or more. Cooling to the following temperature range, then holding for 100 seconds or more in the temperature range of 100 ° C. or more and 500 ° C. or less and then cooling to room temperature; and holding for 20 seconds or more in the temperature range of 50 ° C. or more and 200 ° C. or less And has a characteristic in that
  • the present invention also includes another method for producing the high-strength steel sheet.
  • the method uses a steel plate composed of the above-mentioned components, and maintains a soaking temperature in a temperature range of Ac 3 point or higher and 950 ° C. or lower, and then reaches a temperature range of 100 ° C. or higher and 500 ° C. or lower at an average cooling rate of 50 ° C./second or lower.
  • a high-strength steel sheet excellent in workability and low-temperature toughness even when the tensile strength is 1180 MPa or more (the steel sheet includes hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet, alloyed hot-dip zinc Galvanized steel sheets and electrogalvanized steel sheets are included.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is excellent in ductility (EL) and excellent in balance between strength and ductility (TS ⁇ EL balance), which is an index of workability.
  • ductility (EL) and TS ⁇ EL balance may be collectively referred to as “workability”.
  • the said steel plate can be manufactured efficiently.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is extremely useful particularly in industrial fields such as automobiles.
  • the high-strength steel plate is intended for a steel plate having a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, preferably 1200 MPa or more, more preferably 1220 MPa or more.
  • ductility (EL) becomes like this. Preferably it is 12% or more, More preferably, it is 13% or more, More preferably, it is 14% or more.
  • the balance between tensile strength and ductility (elongation) (TS ⁇ EL balance) is preferably 15000 (MPa ⁇ %) or more, more preferably 16000 (MPa ⁇ %) or more, and further preferably 18000 (MPa ⁇ %) or more.
  • the absorbed energy at ⁇ 40 ° C. measured by Charpy impact test (JIS Z2224, plate thickness 1.4 mmt) is preferably 9 J or more, more preferably 10 J or more.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view showing an example of a heat treatment pattern in the production method of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic explanatory view showing another example of a heat treatment pattern in the production method of the present invention.
  • FIG. 3 is a transmission electron microscope observation photograph in Example, where a is a bright field image, b is a dark field image (the arrow in the photograph indicates a stacking fault), and c is the stacking in the photograph of b. It is the figure which showed the defect typically.
  • the present inventors have made extensive studies in order to improve the workability and low-temperature toughness of high-strength steel sheets having a tensile strength of 1180 MPa or more.
  • the metallographic structure of the steel sheet is composed of a certain proportion of ferrite, residual austenite (hereinafter sometimes referred to as “residual ⁇ ”), fresh martensite and residual austenite.
  • residual ⁇ residual austenite
  • High strength and excellent workability are ensured by controlling the stacking faults in the residual ⁇ below a certain level while using a mixed structure (Martensite-Austenite Constituent, MA structure), bainitic ferrite and / or tempered martensite.
  • MA structure Martensite-Austenite Constituent
  • the volume fraction measured by microscopic observation means the ratio for the whole structure
  • the volume fraction of bainitic ferrite and / or tempered martensite (matrix) and the volume fraction of ferrite are the scanning electron microscope at the position of the steel sheet thickness 1 ⁇ 4. (SEM) It is a measured value by observation.
  • the volume ratio of the MA structure fresh martensite and residual ⁇ is a value measured by observation with an optical microscope at a position of 1/4 of the plate thickness of the steel sheet.
  • the volume fraction of retained austenite is a value measured by an X-ray diffraction method. That is, the measurement method differs depending on the tissue. Therefore, when all the metal structures defined in the present invention are totaled, it may exceed 100%, but this is not only due to observation of residual austenite constituting the MA structure by optical microscope observation but also by X-ray diffraction. This is because the measurement is repeated.
  • Ferrite is a structure having an effect of improving the ductility (EL) of a steel sheet.
  • the volume ratio of ferrite is 5% or more, preferably 7% or more, more preferably 10% or more.
  • the volume ratio of ferrite is 35% or less, preferably 30% or less, more preferably 25% or less.
  • the volume fraction of the bainitic ferrite and / or tempered martensite is 50% or more, preferably 60% or more.
  • the volume ratio is preferably 90% or less, more preferably 80% or less. It is preferable that the volume ratio of other structures inevitably generated that constitute the remainder other than bainitic ferrite and tempered martensite is generally controlled to 5% or less (including 0%).
  • the “volume ratio of bainitic ferrite and / or tempered martensite” refers to the total volume ratio of both bainitic ferrite and tempered martensite.
  • bainitic ferrite and tempered martensite cannot be distinguished by SEM observation, and both are observed as fine lath-like structures. Therefore, in the present invention, they are defined in a form including both of them.
  • the MA structure is a mixed structure of fresh martensite and residual ⁇ , and it is difficult to separate (discriminate) fresh martensite and residual ⁇ by microscopic observation.
  • Fresh martensite refers to a state in which untransformed austenite has undergone martensitic transformation in the process of cooling the steel sheet from the heating temperature to room temperature, and is distinguished from tempered martensite after heat treatment (austemper).
  • the MA structure can be discriminated where it looks white when corroded with a repeller.
  • the volume ratio of the MA structure is preferably 3% or more, and more preferably 4% or more.
  • the MA structure is one of the factors that induce embrittlement along with stacking faults.
  • the volume ratio of the MA structure can be allowed up to 20%.
  • the volume ratio of the MA structure is 20% or less.
  • the volume ratio of the MA structure is preferably 15% or less, more preferably 7% or less.
  • the volume ratio of the residual ⁇ is 5% or more, more preferably 6% or more, and further preferably 7% or more.
  • the upper limit of the volume ratio of residual ⁇ is not particularly limited, but is approximately 16% within the range of the component composition and production conditions of the present invention.
  • Residual ⁇ exists in various forms such as existing between laths and grain boundaries of bainitic ferrite or included in MA structure. However, since the effect of the residual ⁇ is exhibited regardless of the existence form, in the present invention, the residual ⁇ within the measurement range is measured as the residual ⁇ regardless of the existence form.
  • the stacking fault is preferably 5.0 ⁇ 10 ⁇ 3 (nm / nm 2 ) or less, more preferably 3.0 ⁇ 10 ⁇ 3 (nm / nm 2 ) or less.
  • the lower limit of the stacking fault is about 0.1 ⁇ 10 ⁇ 3 (nm / nm 2 ).
  • C is an element necessary for ensuring strength and enhancing the stability of residual ⁇ .
  • the C content is 0.10% or more, preferably 0.12% or more, more preferably 0.15% or more.
  • the C content is 0.30% or less, preferably 0.26% or less, more preferably 0.23% or less.
  • Si 1.40% to 3.0%
  • Si is an element that contributes to increasing the strength of steel as a solid solution strengthening element. Moreover, it is an element effective in suppressing the generation of carbides, effectively acting on the generation of residual ⁇ , and ensuring an excellent TS ⁇ EL balance. In order to effectively exhibit these actions, Si should be contained in an amount of 1.40% or more, preferably 1.50% or more, more preferably 1.8% or more.
  • the Si content is 3.0% or less, preferably 2.8% or less, more preferably 2.6% or less.
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by improving the hardenability. Further, it is an element that effectively acts to stabilize ⁇ and generate residual ⁇ . In order to effectively exhibit such an action, Mn should be contained in an amount of 0.5% or more, preferably 0.6% or more, more preferably 1.0% or more, and further preferably 1.5% or more. . However, if the Mn content is excessive, the strength after hot rolling is increased, causing cracks during cold rolling or degrading the weldability of the final product. Excessive Mn addition causes segregation of Mn and deteriorates workability. Therefore, the amount of Mn is 3.0% or less, preferably 2.8% or less, more preferably 2.6% or less.
  • P 0.1% or less (excluding 0%)
  • P is an element which is unavoidably included and deteriorates the weldability of the steel sheet. Therefore, the P content is 0.1% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.05% or less.
  • the lower limit is not particularly limited.
  • S 0.05% or less (excluding 0%)
  • S is unavoidably included and is an element that deteriorates the weldability of the steel sheet. Further, S forms sulfide inclusions in the steel sheet and causes the workability of the steel sheet to deteriorate. Therefore, the S amount is 0.05% or less, preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less. Since the amount of S should be as small as possible, the lower limit is not particularly limited.
  • Al 0.005% to 0.20%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to exhibit such an action effectively, Al is preferably contained in an amount of 0.005% or more, more preferably 0.010% or more. However, when the Al content is excessive, the weldability of the steel sheet is remarkably deteriorated, so the Al content is 0.20% or less, preferably 0.15% or less, more preferably 0.10% or less.
  • N 0.01% or less (excluding 0%)
  • N is an element that is inevitably included, and is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by precipitating nitrides in the steel sheet.
  • the N content is preferably 0.0010% or more.
  • the N content is 0.01% or less, preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less.
  • O 0.01% or less (excluding 0%)
  • O is an element that is unavoidably included, and if excessively included, it is an element that causes a decrease in ductility and bendability during processing. Therefore, the amount of O is 0.01% or less, preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
  • the lower limit is not particularly limited.
  • the steel sheet of the present invention satisfies the above composition, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities include, for example, the above-described P, S, N, O and trump elements (Pb, Bi, Sb, Sn, etc.) that may be brought into steel depending on the conditions of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. May be.
  • Pb, Bi, Sb, Sn, etc. trump elements
  • the steel sheet of the present invention is further as another element, (A) at least one element selected from the group consisting of Cr: 1.0% or less (not including 0%) and Mo: 1.0% or less (not including 0%); (B) Ti: 0.15% or less (not including 0%), Nb: 0.15% or less (not including 0%), and V: 0.15% or less (not including 0%) At least one selected from the group; (C) at least one element selected from the group consisting of Cu: 1.0% or less (not including 0%) and Ni: 1.0% or less (not including 0%); (D) B: 0.0050% or less (excluding 0%); (E) Ca: 0.0100% or less (not including 0%), Mg: 0.0100% or less (not including 0%), and REM: 0.0100% or less (not including 0%) At least one element selected from the group; Etc. may be contained. These elements (A) to (E) can be contained alone or in any combination. The reason for setting this range is as follows.
  • the Cr and Mo contents are preferably 0.1% or more, more preferably 0.3% or more, respectively. However, if it is contained excessively, the workability is lowered and the cost is increased. Therefore, when Cr and Mo are contained alone, they are preferably 1.0% or less, more preferably 0.8%. Hereinafter, it is more preferably 0.5% or less. When Cr and Mo are used in combination, it is preferable that each is independently within the above upper limit range and the total amount is 1.5% or less.
  • Ti, Nb, and V are all elements that have the effect of forming precipitates of carbides and nitrides in the steel sheet to improve the strength of the steel sheet and to refine the old ⁇ grains. These elements can be used alone or in combination.
  • the contents of Ti, Nb, and V are each preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the contents of Ti, Nb and V are each preferably 0.15% or less, more preferably 0.12% or less, and still more preferably 0.10% or less.
  • Cu and Ni are elements that effectively act to generate and stabilize retained austenite, and also have an effect of improving corrosion resistance, and can be used alone or in combination.
  • the contents of Cu and Ni are preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more, respectively.
  • the amount of Cu is preferably 1.0% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0. .5% or less.
  • the Ni content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less.
  • the total amount of Cu and Ni is preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less.
  • B is an element that improves hardenability, and is an element that is effective for allowing austenite to stably exist up to room temperature.
  • the B content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more, and still more preferably 0.0015% or more.
  • the amount of B is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0040% or less, and still more preferably 0.0035%. It is as follows.
  • Ca, Mg, and REM are elements that have the effect of finely dispersing inclusions in the steel sheet, and may be contained alone or in combination of two or more selected arbitrarily. Good.
  • the contents of Ca, Mg, and REM are each preferably preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • the content of Ca, Mg, and REM is each preferably preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0080% or less, and still more preferably 0.0070% or less.
  • REM rare earth element
  • lanthanoid element 15 elements from La to Lu
  • Sc sincandium
  • Y yttrium
  • the production method of the present invention is a method of hot rolling steel satisfying the above component composition in accordance with a conventional method, performing cold rolling as necessary, annealing as described later, and further, hot dip galvanizing as necessary. It is characterized in that a high-strength steel sheet having a desired structure is obtained by controlling the annealing step when performing a combination of treatment, alloying treatment and electrogalvanizing treatment as appropriate.
  • steel having the above component composition is prepared, and then hot rolling and, if necessary, cold rolling are performed based on a conventional method.
  • hot rolling for example, finish rolling temperature: about Ac 3 points or more, and winding temperature: about 400 to 700 ° C. can be set.
  • pickling is performed as necessary, and, for example, cold rolling is performed at a cold rolling ratio of about 30 to 80%.
  • the manufacturing method including the following annealing process is prescribed
  • step 1 Holding for 20 seconds or more in a temperature range of 50 ° C. or more and 200 ° C. or less (hereinafter sometimes referred to as “step 2”); To include.
  • step 1 Holding for 100 seconds or more and then cooling to room temperature
  • step 2 Holding for 20 seconds or more in a temperature range of 50 ° C. or more and 200 ° C. or less
  • Step 1 of production method (I) (Ac 1 point + 20 ° C.) or more and less than Ac 3 point, cooling after soaking: 100 to 500 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or more Cool to temperature range]
  • Control of the amount of ferrite in this production method (I) (Ac 1 point + 20 ° C.) or more and less than Ac 3 point (preferably a temperature close to (Ac 1 point + 20 ° C.)) to ensure a specified amount of ferrite, and after the above soaking Cooling to a temperature range of 100 to 500 ° C.
  • the soaking temperature is lower than (Ac 1 point + 20 ° C.)
  • the ferrite content of the metal structure of the finally obtained steel sheet becomes too large to ensure sufficient strength.
  • it exceeds the Ac 3 point ferrite cannot be generated and grown sufficiently during soaking, and it is difficult to secure ferrite at the following average cooling rate. It becomes difficult to ensure the amount of ferrite.
  • the amount of ferrite generated and grown is controlled by controlling the cooling rate from the soaking temperature.
  • the cooling is performed while increasing the cooling rate and suppressing the formation and growth of ferrite.
  • the average cooling rate from the soaking holding temperature to 100 to 500 ° C. is set to 5 ° C./second or more.
  • the average cooling rate is preferably 7 ° C./second or more, more preferably 10 ° C./second or more.
  • water cooling, oil cooling, or the like may be used.
  • the amount of ferrite is controlled by generating and growing ferrite by controlling the cooling rate from the soaking temperature.
  • the average cooling rate from the soaking temperature to 100 to 500 ° C. is set to 50 ° C./second or less.
  • the average cooling rate is preferably 45 ° C./second or less, more preferably 40 ° C./second or less in order to promote the formation and growth of ferrite in the cooling process.
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is preferably 1 ° C./second or more, more preferably 5 ° C./second or more in order to suppress the formation and growth of excessive ferrite in the cooling process.
  • the cooling stop temperature is preferably 400 ° C. or lower, more preferably 300 ° C. or lower.
  • the average rate of temperature increase when raising the temperature to the soaking temperature is not particularly limited and can be appropriately selected.
  • the average rate of increase can be about 0.5 to 50 ° C./second. .
  • the holding time at the soaking temperature is not particularly limited, but if the holding time is too short, the processed structure remains and the ductility of the steel may be lowered, so that it is preferably 80 seconds or longer.
  • a temperature of 100 ° C. to 500 ° C. Hold for more than 100 seconds in the area. If the holding temperature (austempering temperature) is less than 100 ° C., the austempering does not proceed sufficiently, and 5% or more of retained austenite cannot be obtained.
  • the holding temperature is preferably 200 ° C. or higher, more preferably 250 ° C. or higher.
  • the holding temperature exceeds 500 ° C., high strength cannot be achieved. Therefore, the holding temperature is 500 ° C. or lower, preferably 470 ° C. or lower, more preferably 450 ° C. or lower.
  • the holding time (austempering time) in the above holding temperature range is short, tempering of martensite and transformation of untransformed austenite to bainitic ferrite are not sufficiently performed. And / or it cannot be tempered martensite, and the MA structure becomes excessive, leading to a decrease in low temperature toughness. Therefore, the holding time at the holding temperature is 100 seconds or longer, preferably 150 seconds or longer, more preferably 200 seconds or longer.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but if it is held for a long time, productivity is reduced, and since formation of residual ⁇ may be inhibited due to precipitation of solute carbon, it is preferable. 1500 seconds or less, more preferably 1000 seconds or less.
  • cooling is performed to room temperature, but the average cooling rate at that time is not particularly limited.
  • cooling may be performed at an average cooling rate of 0.4 ° C./second or more and 200 ° C./second or less.
  • step 2 is performed following the above step 1, and another step is performed after the above step 1. Then, step 2 may be performed.
  • the final product is a hot-dip galvanized steel sheet or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • the plating treatment and alloying treatment will be described in detail below.
  • reheating temperature a temperature range of 50 ° C. or higher and 200 ° C. or lower
  • stacking faults in the retained austenite can be reduced.
  • the reheating temperature is set to 50 ° C. or higher.
  • it is 60 degreeC or more, More preferably, it is 80 degreeC or more.
  • the reheating temperature is set to 200 ° C. or less. Preferably it is 150 degrees C or less, More preferably, it is 100 degrees C or less.
  • the reheating time is 20 seconds or longer.
  • the reheating time is preferably 30 seconds or longer, more preferably 50 seconds or longer, and still more preferably 80 seconds or longer.
  • the reheating time is preferably 10,000 seconds or shorter, more preferably 5000 seconds or shorter.
  • This reheating (held at 50 ° C. or higher and 200 ° C. or lower for 20 seconds or longer) is sufficient if the heat history of the high-strength steel sheet according to the present invention satisfies the reheating temperature and time. That is, in the process of inevitably raising the temperature of the steel sheet, such as pickling for surface conditioning, electroplating, special chemical treatment, painting, etc., the thermal history of the steel sheet satisfies the reheating temperature and time. May be.
  • the average rate of temperature increase from room temperature to the reheating temperature is not particularly limited and can be appropriately selected.
  • an average rate of temperature increase of about 0.5 to 10 ° C./second may be used.
  • the average cooling rate from reheating temperature to room temperature is not specifically limited, It can select suitably, For example, it can be set as cooling.
  • holding at a predetermined temperature does not necessarily have to be held at the same temperature, and may vary as long as it is within a predetermined temperature range. For example, when the temperature is kept at 100 to 500 ° C. after cooling to the cooling stop temperature, it may be kept at a constant temperature within the range of 100 to 500 ° C. or may be changed within this range. Further, since the cooling stop temperature and the temperature range of the austemper are the same, the cooling stop temperature and the subsequent austemper may be the same (dotted line in FIGS. 1 and 2).
  • the cooling stop temperature is within the range of the austemper holding temperature (100 to 500 ° C.), it may be kept for a predetermined time without being heated (or cooled), or heated within the above temperature range. (Or may be cooled) and held for a predetermined time.
  • the average rate of temperature rise when heating from the cooling stop temperature is not particularly limited, and may be, for example, about 0 to 10 ° C./second.
  • the Ac 1 point and Ac 3 point can be calculated from the following formulas (a) and (b) described in “Leslie Steel Material Chemistry” (Maruzen Co., Ltd., issued May 31, 1985, page 273). .
  • [] indicates the content (% by mass) of each element, and the content of elements not included in the steel sheet may be calculated as 0% by mass.
  • Ac 1 (° C.) 723-10.7 ⁇ [Mn] ⁇ 16.9 ⁇ [Ni] + 29.1 ⁇ [Si] + 16.9 ⁇ [Cr] + 290 ⁇ [As] + 6.38 ⁇ [W] ⁇ ..
  • An electrogalvanized layer (EG), a hot dip galvanized layer (GI), and an alloyed hot dip galvanized layer (GA) may be formed on the surface of the steel plate of the final product. That is, the present invention relates to hot-rolled steel sheet; cold-rolled steel sheet; hot-rolled steel sheet hot-dip galvanized hot-dip galvanized steel sheet (GI steel sheet) or cold-rolled steel sheet Galvanized steel sheet (GI steel sheet); Alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA steel sheet) manufactured by alloying after hot dip galvanizing; Hot-rolled original sheet electrogalvanized steel sheet (electro-galvanized steel sheet) EG steel sheet) and cold-rolled original sheet electrogalvanized steel sheet (EG steel sheet) obtained by electrogalvanizing a cold-rolled steel sheet, and the effect is exhibited.
  • the method for forming the above-mentioned electrogalvanized layer, hot-dip galvanized layer, or alloyed hot-dip galvanized layer is not particularly limited, and conventional electrogalvanizing, hot-dip galvanizing, and further conventional alloying Treatment methods can be employed.
  • a method of conducting an electrogalvanization process by energizing while being immersed in a zinc solution at 55 ° C. can be mentioned.
  • the hot dip galvanization is performed by immersing in a plating bath whose temperature is adjusted to about 430 to 500 ° C., and then cooled.
  • heating to a temperature of about 500 to 750 ° C. is followed by alloying and cooling.
  • the coating weight (per one side) is not particularly limited, for example, 10 ⁇ 100g / m 2 about the case of electro-galvanized steel sheet, in the case of galvanized steel sheet be 10 ⁇ 100g / m 2 about Can be mentioned.
  • the technique of the present invention can be suitably used particularly for a thin steel plate having a thickness of 6 mm or less.
  • Table 1 Steel of the composition shown in Table 1 below (the balance is iron and inevitable impurities, and the blank in Table 1 means that no element was added) was vacuum-melted to produce an experimental slab.
  • Table 1 also shows the Ac 1 point and Ac 3 point.
  • the underlined numerical values indicate that the values are out of the specified range or the characteristics do not satisfy the acceptance criteria.
  • the slab was subjected to hot rolling ⁇ cold rolling ⁇ continuous annealing under the following conditions to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm.
  • the soaking temperature is “soaking temperature (° C.)”
  • the cooling rate to the cooling stop temperature after soaking is “average cooling rate 1 (° C./s)”
  • the cooling stop temperature is “cooling stop temperature” (° C) ”
  • the rate of temperature increase from the cooling stop temperature to the austemper temperature is“ average temperature increase rate (° C./s) ”
  • the temperature range of the austemper is“ austemper temperature (° C) ”
  • the austemper temperature range Holding time (seconds) is “austemper time (s)”
  • the cooling rate from the austemper temperature to room temperature is “average cooling rate 2 (° C./s)”
  • the heating temperature in the reheating step is “reheating temperature ( C.) ”
  • the holding time (seconds) at the reheating temperature was indicated as“ reheating time (s) ”, respectively.
  • the holding time at the soaking temperature (soaking temperature) was set to 100 seconds to 600 seconds.
  • after reheating it cooled to room
  • washing treatment such as alkaline aqueous solution degreasing, water washing, and pickling was appropriately performed.
  • volume fraction of ferrite The volume fraction of ferrite, the volume fraction of MA structure (mixed structure of fresh martensite and retained austenite), and the remaining structure (bainitic ferrite and / or tempered martensite) were measured as follows.
  • the cross section of the steel plate was polished and corroded as shown below, and then a 1/4 position of the plate thickness was observed using an optical microscope or a scanning electron microscope (SEM). And the metal structure photograph image
  • the volume fraction of retained austenite and stacking faults in retained austenite were measured as follows.
  • FIG. 3c schematically shows the retained austenite region in the photograph of FIG. 3b and the stacking faults in the retained austenite.
  • the vertical lines and diagonal lines in the region of retained austenite in FIG. 3c all indicate stacking faults.
  • the mechanical properties of the test steel were determined by conducting a tensile test using a No. 5 test piece defined in JIS Z2201, yield strength (YS: MPa), tensile strength (TS: MPa), and ductility (EL:%). was measured. The test piece was cut out from the specimen so that the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction. TS ⁇ EL balance (TS ⁇ EL) was calculated from the obtained tensile strength and ductility.
  • TS tensile strength
  • the balance between strength and ductility is 15000 (MPa) when TS (MPa) x EL (%) is 15000 (MPa ⁇ %) or more, and the balance between strength and ductility is excellent (pass). %) was evaluated as insufficient balance (fail) between strength and ductility.
  • the evaluation of low temperature toughness was made by preparing a JIS No. 4 Charpy test piece specified in the Charpy impact test (JIS Z2224), performing the Charpy test twice at -40 ° C, and calculating the brittle fracture area ratio and absorbed energy (J). It was measured (only the absorbed energy at ⁇ 40 ° C. is shown in Tables 4 and 5 below). When the average value of the absorbed energy (J) at ⁇ 40 ° C. is 9 (J) or more, the low temperature toughness is excellent (pass), and when it is less than 9 (J), the low temperature toughness is inferior (fail). ).
  • Steel type Y and steel type Z were cracked in the steel sheet after cold rolling and became defective, so subsequent annealing was not performed.
  • These steel types Y (the amount of C and Si are large) and steel type Z (the amount of Mn is large) are examples that do not satisfy the component composition defined in the present invention, and the strength after hot rolling is too high, so cracks occur. It is thought.
  • Tables 1 to 7 show the following.
  • Experiment No. Examples 1, 2, 5 to 7, 9 to 32, 40, and 46 to 56 are examples that are manufactured by heat treatment under the annealing conditions defined in the present invention using steel types satisfying the composition of the present invention. All of these examples satisfied the metal structure defined in the present invention, had excellent ductility in a region having a tensile strength of 1180 MPa or more, and had a good strength-ductility balance (TS ⁇ EL balance). It also has excellent low temperature toughness.
  • Experiment No. 34 was inferior in the balance between strength and ductility due to insufficient amount of Si.
  • Experiment No. 35 had a low tensile strength, a small amount of retained austenite, and a poor balance between strength and ductility due to a lack of Mn.

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Abstract

　引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供する。該高強度鋼板は、規定の成分組成を満たし、かつ鋼板の板厚１／４位置の組織が、規定の方法で測定したときに下記（１）～（４）の全てを満たすことを特徴とする加工性と低温靭性に優れた引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板。（１）全組織に対するフェライトの体積率が５％以上３５％以下であり、かつベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトの体積率が５０％以上である。（２）全組織に対するフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（ＭＡ組織）の体積率が２０％以下（０％を含まない）である。（３）全組織に対する残留オーステナイトの体積率が５％以上である。（４）残留オーステナイト中の積層欠陥が１０．０×１０-3（ｎｍ／ｎｍ2）以下である。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は高強度鋼板およびその製造方法に関する。特には、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の領域で、加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板、および該鋼板を効率良く製造することのできる製造方法に関する。
　自動車や輸送機等の低燃費化を実現するために、自動車や輸送機の自重を軽量化することが望まれている。例えば軽量化には高強度鋼板を使用し、板厚を薄くすることが有効である。また、自動車には衝突安全性も強く求められており、ピラー等の構造部品や、バンパー、インパクトビーム等の補強部品に一層の高強度化が要求されている。しかし、鋼板を高強度化すると延性が劣化するため、加工性が悪くなる。従って高強度鋼板には、強度と加工性の両立（ＴＳ×ＥＬバランス）が求められている。また自動車用鋼部品には、耐食性の観点から、溶融亜鉛めっき（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）、電気亜鉛めっき（ＥＧ）などの亜鉛めっきを施した鋼板（以下、「亜鉛めっき鋼板」で代表させる場合がある）が使用される場合が多い。よって亜鉛めっき鋼板においても高強度鋼板と同様の特性が求められている。
　高強度鋼板の強度と加工性を両立する技術として、例えば特許文献１には、フェライト母相中に第２相であるマルテンサイトと残留オーステナイトが特定の割合で分散された組織とし、伸びと伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が提案されている。
　また特許文献２には、ＳｉとＭｎの含有量を抑制すると共に、鋼板組織を焼き戻しマルテンサイトとフェライトを主体とし、残留オーステナイトを含むものとした、塗膜密着性と延性に優れた高強度冷延鋼板が提案されている。
　更に特許文献３には、鋼板組織をフェライト、焼き戻しマルテンサイト、マルテンサイト、残留オーステナイトを含む組織とし、加工性及び耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板が提案されている。
　特許文献４には、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトを含む組織とし、延性と伸びフランジ性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が提案されている。
　特に近年、自動車用などの鋼板には、上記提案されている強度や加工性だけでなく、想定される使用環境下での安全性向上も求められている。例えば、冬期の低温条件下での車体衝突を想定し、鋼板の特性として優れた低温靭性も望まれている。しかしながら強度を高めると低温靭性が悪化する傾向にある。そのため、従来の強度と加工性の向上を目的として提供されている上記鋼板は、十分な低温靭性を確保することが難しい。したがって、低温靭性のより一層の改良が求められていた。
特開２００８－１０１２３８号公報 特許第３８８９７６８号公報 特開２０１０－１９６１１５号公報 特開２０１０－９０４７５号公報
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、高強度鋼板およびその製造方法、特には、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であって、加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法を提供することにある。
　上記課題を解決し得た本発明の高強度鋼板（加工性と低温靭性に優れた引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板）は、鋼板の成分が、
Ｃ：０．１０％（質量％の意味。以下、成分について同じ。）以上０．３０％以下、
Ｓｉ：１．４０％以上３．０％以下、
Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．００５％以上０．２０％以下、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）、および
Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、前記鋼板の板厚１／４位置の組織が、下記（１）～（４）の全てを満たすところに特徴を有する。
（１）走査型電子顕微鏡で観察したときに、全組織に対するフェライトの体積率が５％以上３５％以下であり、かつベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトの体積率が５０％以上である。
（２）光学顕微鏡で観察したときに、全組織に対するフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（ＭＡ組織）の体積率が２０％以下（０％を含まない）である。
（３）Ｘ線回折法で測定したときに、全組織に対する残留オーステナイトの体積率が５％以上である。
（４）透過型電子顕微鏡で観察したときに、残留オーステナイト中の積層欠陥が１０．０×１０-3（ｎｍ／ｎｍ2）以下である。
　前記高強度鋼板は、鋼板表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。
　前記高強度鋼板は、更に他の元素として、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有していてもよい。
　前記高強度鋼板は、更に他の元素として、Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有していてもよい。
　前記高強度鋼板は、更に他の元素として、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有していてもよい。
　前記高強度鋼板は、更に他の元素として、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有していてもよい。
　また前記高強度鋼板は、更に他の元素として、Ｃａ：０．０１００％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１００％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０１００％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有していてもよい。
　本発明は、前記高強度鋼板を製造するための方法も含むものである。該方法は、前記の成分からなる鋼板を用い、（Ａｃ1点＋２０℃）以上Ａｃ3点未満の温度域で均熱保持し、その後、平均冷却速度５℃／秒以上で１００℃以上５００℃以下の温度域まで冷却し、次いで１００℃以上５００℃以下の温度域で１００秒間以上保持してから室温まで冷却する工程と；、５０℃以上２００℃以下の温度域で２０秒間以上保持する工程と；を含むところに特徴を有する。
　本発明は、前記高強度鋼板を製造するための別の方法も含むものである。該方法は、前記の成分からなる鋼板を用い、Ａｃ3点以上９５０℃以下の温度域で均熱保持し、その後、平均冷却速度５０℃／秒以下で１００℃以上５００℃以下の温度域まで冷却し、次いで１００℃以上５００℃以下の温度域で１００秒間以上保持してから室温まで冷却する工程と；、５０℃以上２００℃以下の温度域で２０秒間以上保持する工程と；を含むところに特徴を有する。
　本発明によれば、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であっても、加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板（該鋼板には、熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、および電気亜鉛めっき鋼板が含まれる）を提供できる。本発明の高強度鋼板は、延性（ＥＬ）に優れているとともに、加工性の指標となる強度と延性のバランス（ＴＳ×ＥＬバランス）に優れている。なお、本発明では、延性（ＥＬ）とＴＳ×ＥＬバランスをまとめて「加工性」ということがある。また本発明の製造方法によれば、上記鋼板を効率良く製造することができる。
　従って、本発明の高強度鋼板は、特に自動車等の産業分野において極めて有用である。
　本発明において高強度鋼板とは、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上、好ましくは１２００ＭＰａ以上、より好ましくは１２２０ＭＰａ以上の鋼板を対象とする。また、延性（ＥＬ）は、好ましくは１２％以上、より好ましくは１３％以上、更に好ましくは１４％以上である。引張強度と延性（伸び）のバランス（ＴＳ×ＥＬバランス）は、好ましくは１５０００（ＭＰａ・％）以上、より好ましくは１６０００（ＭＰａ・％）以上、更に好ましくは１８０００（ＭＰａ・％）以上である。更に低温靭性として、シャルピー衝撃試験（ＪＩＳ　Ｚ２２２４、板厚１．４ｍｍｔ）で測定された－４０℃での吸収エネルギーが、好ましくは９Ｊ以上、より好ましくは１０Ｊ以上を満たしていることが望ましい。
図１は、本発明の製造方法における熱処理パターンの一例を示す概略説明図である。 図２は、本発明の製造方法における熱処理パターンの他の一例を示す概略説明図である。 図３は、実施例における透過型電子顕微鏡観察写真であり、ａは明視野像、ｂは暗視野像（写真中の矢印は積層欠陥を示している）、ｃは前記ｂの写真中の積層欠陥を模式的に示した図である。
　本発明者らは、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の加工性および低温靱性を改善するために、鋭意検討を重ねた。
　その結果、成分組成を適切に制御することを前提として、鋼板の金属組織を、特定の割合のフェライト、残留オーステナイト（以下、「残留γ」ということがある。）、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、ＭＡ組織）、ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトとすると共に、前記残留γ中の積層欠陥を一定以下に制御すれば、高強度や優れた加工性を確保しつつ、低温靭性を改善できることを見出し、本発明に至った。
　以下、本発明で金属組織を規定した理由について詳述する。なお、顕微鏡観察によって測定される体積分率は鋼板の全組織（１００％）に占める割合を意味する。また、本発明を構成する上記組織のうち、ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイト（母相）の体積率、およびフェライトの体積率は、鋼板の板厚１／４位置の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察による測定値である。ＭＡ組織（フレッシュマルテンサイトと残留γ）の体積率は、鋼板の板厚１／４位置の光学顕微鏡観察による測定値である。フレッシュマルテンサイトと残留γとは、光学顕微鏡観察では区別することは困難なため、フレッシュマルテンサイトと残留γの複合組織をＭＡ組織として測定している。また、残留オーステナイトの体積率はＸ線回折法による測定値である。即ち、組織によって測定方法が相違している。そのため、本発明で規定する金属組織を全て合計した場合、１００％を超える場合があるが、これはＭＡ組織を構成する残留オーステナイトが光学顕微鏡観察によって測定されるだけでなく、Ｘ線回折によっても重複して測定されるためである。
　［フェライトの体積率：５％以上３５％以下］
　フェライトは鋼板の延性（ＥＬ）を向上させる効果を有する組織である。本発明ではフェライトの体積分率を高めることで、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度領域における延性を向上させると共に、鋼板のＴＳ×ＥＬバランスも向上させることができる。このような効果を発揮させるには、フェライトの体積率を５％以上、好ましくは７％以上、より好ましくは１０％以上とする。しかし、フェライトが過剰になると鋼板の強度が低下して、１１８０ＭＰａ以上の高強度を確保するのが困難となる。したがってフェライトの体積率は３５％以下、好ましくは３０％以下、より好ましくは２５％以下とする。
　［ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイト（母相、残部組織）の体積率：５０％以上］
　ＳＥＭや光学顕微鏡、Ｘ線回折法で観察されるフェライトとＭＡ組織、残留オーステナイト以外の残部組織は、実質的にベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトである。「実質的に」とは、鋼板の製造過程において不可避的に生成する他の組織（例えばパーライトなど）の混入を許容する意味であり、基本的にベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトからなることを表している。ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトは、本発明において主体となる組織（体積分率が最も大きい組織の意味）である。上記ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトの体積率は、５０％以上、好ましくは６０％以上である。一方、延性確保の観点から、上記体積率は、好ましくは９０％以下、より好ましくは８０％以下である。ベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイト以外の残部を構成する不可避的に生成する他の組織の体積率は、おおむね５％以下（０％を含む）に制御されていることが好ましい。尚、上記「ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトの体積率」は、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの両方を含む場合、これらの合計体積率をいう。
　なお、ＳＥＭ観察ではベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトを区別することができず、いずれも細かいラス状の組織として観察されるため、本発明ではこれらを両方含めた形で規定した。
　［フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（ＭＡ組織）の体積率：２０％以下（０％を含まない）］
　本発明においてＭＡ組織とは、フレッシュマルテンサイトと残留γの混合組織であって、顕微鏡観察ではフレッシュマルテンサイトと残留γを分離（判別）することが困難な組織である。フレッシュマルテンサイトとは、鋼板を加熱温度から室温まで冷却する過程で未変態オーステナイトがマルテンサイト変態した状態のものをいい、加熱処理（オーステンパー）後の焼戻しマルテンサイトとは区別される。ＭＡ組織はレペラーで腐食したとき、白くみえるところで判別することができる。
　上記ＭＡ組織が存在することによって、強度や延性を向上させることができる。よって、ＴＳ×ＥＬバランスを向上させる観点から、上記ＭＡ組織の体積率は、３％以上であることが好ましく、より好ましくは４％以上である。一方、ＭＡ組織は、積層欠陥と共に、脆化を誘引する要因の一つでもある。後述する残留オーステナイト中の積層欠陥が１０．０×１０-3(ｎｍ／ｎｍ2)以下を満たす場合、ＭＡ組織の体積率は２０％まで許容できる。一方、ＭＡ組織の体積率が２０％を超えると、このＭＡ組織の存在が原因で低温靭性が悪化する。よって本発明では、ＭＡ組織の体積率を２０％以下とする。ＭＡ組織の体積率は、好ましくは１５％以下、より好ましくは７％以下である。
　［残留オーステナイト（残留γ）の体積率：５％以上］
　残留オーステナイトは、鋼板を加工する際に歪を受けて変形し、マルテンサイトに変態することにより良好な延性を確保できると共に、加工時に変形部の硬化を促進して歪の集中を抑制する効果を有することから、鋼板のＴＳ×ＥＬバランス向上に必要な組織である。このような効果を有効に発揮させるには、残留γの体積率は５％以上、より好ましくは６％以上、更に好ましくは７％以上とするのがよい。尚、残留γの体積率の上限は、特に限定されないが、本発明の成分組成および製造条件の範囲内において、おおよそ１６％程度となる。
　残留γはベイニティックフェライトのラス間や粒界に存在したり、ＭＡ組織に含まれて存在するなど、様々な形態で存在する。しかし、上記残留γの効果は存在形態によらず発揮されるため、本発明では、測定範囲内にある残留γは、存在形態に係わらず残留γとして測定する。
　［残留オーステナイト中の積層欠陥：１０．０×１０-3（ｎｍ／ｎｍ2）以下］
　ＦＣＣ構造を有する残留オーステナイトは積層欠陥エネルギーが低く、積層欠陥を生じやすい。積層欠陥は脆性破壊の起点となり得る。そこで本発明者らは、低温靭性の改善を図るためこの積層欠陥に着目し、積層欠陥と低温靭性の関係について鋭意研究を行った。その結果、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い、後述する実施例に示す方法で求められる積層欠陥を、１０．０×１０-3（ｎｍ／ｎｍ2）以下とすれば、実用上脆性破壊が生じ難く、低温靭性を向上できることを見出した。上記積層欠陥は、好ましくは５．０×１０-3（ｎｍ／ｎｍ2）以下、より好ましくは３．０×１０-3（ｎｍ／ｎｍ2）以下である。尚、本発明の成分組成および製造条件の範囲内において、上記積層欠陥の下限は、０．１×１０-3（ｎｍ／ｎｍ2）程度となる。
　次に本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。
　［Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下］
　Ｃは、強度を確保し、且つ、残留γの安定性を高めるのに必要な元素である。１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するため、Ｃ量は、０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上とする。しかし、Ｃ含有量が多過ぎると、熱間圧延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、最終製品の溶接性が低下する。よってＣ量は、０．３０％以下、好ましくは０．２６％以下、より好ましくは０．２３％以下とする。
　［Ｓｉ：１．４０％以上３．０％以下］
　Ｓｉは、固溶強化元素として鋼の高強度化に寄与する元素である。また、炭化物の生成を抑え、残留γの生成に有効に作用し、優れたＴＳ×ＥＬバランスを確保するのに有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓｉは１．４０％以上、好ましくは１．５０％以上、より好ましくは１．８％以上含有させるのがよい。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、熱間圧延時に著しいスケールが形成されて鋼板表面にスケール跡疵が付き、表面性状が悪くなる場合がある。また、酸洗性を劣化させる。よってＳｉ量は、３．０％以下、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下とする。
　［Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下］
　Ｍｎは、焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、γを安定化させて、残留γを生成させるのにも有効に作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｎは０．５％以上、好ましくは０．６％以上、より好ましくは１．０％以上、更に好ましくは１．５％以上含有させるのがよい。しかしＭｎ含有量が過剰になると、熱間圧延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、最終製品の溶接性が劣化する原因となる。また過剰なＭｎの添加は、Ｍｎが偏析して加工性が劣化する原因となる。よってＭｎ量は、３．０％以下、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下とする。
　［Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）］
　Ｐは不可避的に含まれ、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。したがってＰ量は、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。なお、Ｐ量はできるだけ少ない方がよいため、下限は特に限定されない。
　［Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）］
　Ｓは、Ｐと同様、不可避的に含まれ、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。また、Ｓは、鋼板中に硫化物系介在物を形成し、鋼板の加工性を低下させる原因となる。したがってＳ量は、０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ量はできるだけ少ない方がよいため、下限は特に限定されない。
　［Ａｌ：０．００５％以上０．２０％以下］
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ａｌは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上含有させるのがよい。しかしＡｌ含有量が過剰になると、鋼板の溶接性が著しく劣化するため、Ａｌ量は０．２０％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下とする。
　［Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）］
　Ｎは、不可避的に含まれる元素であるが、鋼板中に窒化物を析出させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。この観点から、Ｎ量は０．００１０％以上であることが好ましい。しかしＮ含有量が過剰になると、窒化物が多量に析出して伸び、伸びフランジ性（λ）、曲げ性などの劣化を引き起こす。従ってＮ量は０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。
　［Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）］
　Ｏは不可避的に含まれる元素であり、過剰に含まれると延性や加工時の曲げ性の低下を招く元素である。従ってＯ量は、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｏ含有量はできるだけ少ない方がよいため、下限は特に限定されない。
　本発明の鋼板は、上記成分組成を満足し、残部は鉄および不可避的不純物である。該不可避的不純物としては、例えば鋼中に原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれることがある上記Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏや、トランプ元素（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎなど）が含まれることがある。また上記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更に他の元素として以下の元素を積極的に含有させることも可能である。
　本発明の鋼板は、更に他の元素として、
（Ａ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素；
（Ｂ）Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種；
（Ｃ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素；
（Ｄ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）；
（Ｅ）Ｃａ：０．０１００％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１００％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０１００％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素；
などを含有してもよい。これら（Ａ）～（Ｅ）の元素は、単独、或いは任意に組み合わせて含有させることもできる。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
　［（Ａ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素］
　ＣｒとＭｏは、いずれも焼入れ性を高めて鋼板の強度を向上させるのに有効な元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。
　こうした作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、夫々好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．３％以上とする。しかし、過剰に含有すると加工性が低下し、また高コストとなるため、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、夫々単独で含有させる場合は、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｒとＭｏを併用する場合は、夫々単独で上記上限の範囲内であって、且つ合計量を１．５％以下とすることが好ましい。
　［（Ｂ）Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種］
　Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、いずれも鋼板中に炭化物や窒化物の析出物を形成し、鋼板の強度を向上させると共に、旧γ粒を微細化させる作用を有する元素である。これらの元素は、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの含有量は、夫々好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし過剰に含まれると、粒界に炭化物が析出し、鋼板の伸びフランジ性や曲げ性が劣化する。従って、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量は、夫々好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。
　［（Ｃ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素］
　ＣｕとＮｉは、残留オーステナイトの生成、安定化に有効に作用する元素であり、更に耐食性を向上させる効果も有する元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を発揮させるため、Ｃｕ、Ｎｉの含有量は、夫々好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上とする。しかし、Ｃｕは過剰に含有すると熱間加工性が劣化するため、Ｃｕを単独で添加する場合、Ｃｕ量は、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。Ｎｉは過剰に含有すると高コストとなるため、Ｎｉ量は、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｕとＮｉは併用すると上記作用が発現し易くなり、またＮｉを含有させることによってＣｕ添加による熱間加工性の劣化が抑制されるため、ＣｕとＮｉを併用してもよい。この場合、ＣｕとＮｉの合計量は、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．０％以下である。
　［（Ｄ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
　Ｂは焼入れ性を向上させる元素であり、オーステナイトを安定に室温まで存在させるのに有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂ含有量は好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００１５％以上である。しかし、Ｂが過剰に含まれると、ホウ化物が生成して延性が劣化するため、Ｂ量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％以下、更に好ましくは０．００３５％以下である。
　［（Ｅ）Ｃａ：０．０１００％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１００％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０１００％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種］
　Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭ（希土類元素）は、鋼板中の介在物を微細分散させる作用を有する元素であり、夫々単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量は、夫々単独で好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。しかし、過剰に含まれると、鋳造性や熱間加工性などを劣化させる原因となる。従ってＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量は、夫々単独で好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００８０％以下、更に好ましくは０．００７０％以下とする。
　なお、本発明においてＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。
　次に本発明の高強度鋼板を製造するための方法について説明する。本発明の製造方法は、上記成分組成を満足する鋼を常法に従って熱間圧延し、必要に応じて冷間圧延を行った鋼板を、後記する焼鈍、更には必要に応じて、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理、電気亜鉛めっき処理を適宜組み合わせて行うにあたり、上記焼鈍工程を制御して所望の組織を有する高強度鋼板を得る点に特徴を有する。
　例えば上記成分組成を有する鋼を用意し、次に、常法に基づき、熱間圧延、必要に応じて冷間圧延を行う。熱間圧延では、例えば、仕上げ圧延温度：約Ａｃ3点以上、巻取り温度：おおむね４００～７００℃とすることができる。熱間圧延後は、必要に応じて酸洗し、例えば、冷延率：おおむね３０～８０％の冷間圧延を行う。
　本発明では、上記熱延鋼板または冷延鋼板を用い、下記の焼鈍工程を含む製造方法を規定する。
製造方法（Ｉ）：図１に示すように、焼鈍工程として、
（Ａｃ1点＋２０℃）以上Ａｃ3点未満の温度域で均熱保持し、その後、平均冷却速度５℃／秒以上で１００℃以上５００℃以下の温度域まで冷却し、次いで１００℃以上５００℃以下の温度域で１００秒間以上保持してから室温まで冷却する工程（以下「工程１」ということがある）と；
５０℃以上２００℃以下の温度域で２０秒間以上保持する工程（以下「工程２」ということがある）と；
を含むようにする。または、
製造方法（II）：図２に示すように、焼鈍工程として、
Ａｃ3点以上９５０℃以下の温度域で均熱保持し、その後、平均冷却速度５０℃／秒以下で１００℃以上５００℃以下の温度域まで冷却し、次いで１００℃以上５００℃以下の温度域で１００秒間以上保持してから室温まで冷却する工程（以下「工程１」ということがある）と；
５０℃以上２００℃以下の温度域で２０秒間以上保持する工程（以下「工程２」ということがある）と；
を含むようにする。
　以下、上記焼鈍工程の各条件を規定した理由について詳述する。
　［製造方法（Ｉ）の工程１における、均熱保持温度：（Ａｃ1点＋２０℃）以上Ａｃ3点未満、均熱保持後の冷却：平均冷却速度５℃／秒以上で１００～５００℃の温度域まで冷却］
　この製造方法（Ｉ）でのフェライト量の制御は、
　（Ａｃ1点＋２０℃）以上Ａｃ3点未満の２相域（好ましくは（Ａｃ1点＋２０℃）に近い温度）で均熱保持して規定量のフェライトを確保し、上記均熱保持後の１００～５００℃の温度域までの冷却は、平均冷却速度５℃／秒以上に高めて、必要以上にフェライトが生成しないようにする方法；または、
　上記２相域で均熱保持して所望量の一部のフェライトを確保し、上記均熱保持後の１００～５００℃の温度域までの冷却は、平均冷却速度の下限値：５℃／秒に近い比較的低めの平均冷却速度で冷却して、該冷却工程においてもフェライトを成長させてフェライト量を確保する方法；が挙げられる。
　均熱保持温度が（Ａｃ1点＋２０℃）よりも低いと、最終的に得られる鋼板の金属組織のフェライト量が多くなり過ぎて十分な強度を確保できない。一方、Ａｃ3点を超えると、均熱保持中にフェライトを十分に生成・成長させることができず、下記の平均冷却速度ではフェライトを確保することが難しいため、均熱保持－冷却工程で規定量のフェライトを確保することが困難となる。
　また上記（Ａｃ1点＋２０℃）以上Ａｃ3点未満の２相域（好ましくは（Ａｃ1点＋２０℃）に近い温度）で均熱保持すれば、フェライト中のＣやＭｎがオーステナイトに移行して濃化し、Ｃ量の多い残留オーステナイトの生成が促進され、延性等の向上が一層高められる。
　２相域で均熱保持した後は、上記均熱保持温度からの冷却速度を制御することによって生成・成長したフェライト量を制御する。特に上記均熱保持中にフェライトが生成しているため、冷却速度を速くしてフェライトの生成・成長を抑制しながら冷却する。具体的には上記均熱保持温度から、１００～５００℃までの平均冷却速度を５℃／秒以上とする。平均冷却速度が５℃／秒未満の場合は、鋼板中のフェライト量が多くなり過ぎて、１１８０ＭＰａ以上の強度を確保できない。上記平均冷却速度は、好ましくは７℃／秒以上であり、より好ましくは１０℃／秒以上である。上記平均冷却速度の上限は特になく、水冷、油冷などでもかまわない。
　［製造方法（II）の工程１における、均熱保持温度：Ａｃ3点以上９５０℃以下、均熱保持後の冷却：平均冷却速度５０℃／秒以下で１００～５００℃の温度域まで冷却］
　この製造方法（II）の場合、Ａｃ3点以上の単相域での均熱保持中にフェライトは生成しないが、その後の冷却過程で平均冷却速度を調整することで、フェライトを生成・成長させて規定量のフェライトを確保する。上記均熱保持温度が過度に高くなると、鋼板表層にＳｉやＭｎの濃化層が形成されてしまい、表面処理性が悪くなるため、均熱保持温度は、９５０℃以下、好ましくは９２０℃以下である。
　単相域で均熱保持した後は、上述の通り、均熱保持温度からの冷却速度を制御することによってフェライトを生成・成長させてフェライト量を制御する。特に上記均熱保持中にフェライトが生成していないため、冷却速度を遅くしてフェライトを生成・成長させながら冷却する。具体的には、上記均熱保持温度から１００～５００℃までの平均冷却速度を５０℃／秒以下とする。平均冷却速度が５０℃／秒を超えると、冷却中にフェライトが生成せず、延性を確保できない。上記平均冷却速度は、冷却過程でフェライトの生成・成長を促進するため、好ましくは４５℃／秒以下であり、より好ましくは４０℃／秒以下である。上記平均冷却速度の下限は特に限定されないが、冷却過程での過剰なフェライトの生成・成長を抑制するには好ましくは１℃／秒以上、より好ましくは５℃／秒以上である。
　［製造方法（Ｉ）および（II）の工程１における、均熱保持後の冷却の冷却停止温度：１００℃以上５００℃以下］
　上述の通り製造方法（Ｉ）、（II）のいずれも、均熱保持－冷却により規定量のフェライトを生成し、冷却停止温度は１００℃以上５００℃以下とする。冷却停止温度が１００℃を下回ると、未変態オーステナイトのほとんどがマルテンサイトに変態してしまい、延性を確保できない。上記冷却停止温度は、好ましくは１２０℃以上、より好ましくは１５０℃以上である。一方、上記冷却停止温度が５００℃よりも高いと、強度を確保できず、ＭＡ組織が過剰となり、低温靱性が悪化する。上記冷却停止温度は、好ましくは４００℃以下、より好ましくは３００℃以下である。
　［製造方法（Ｉ）および（II）の工程１における、均熱保持温度までの平均昇温速度］
　上記均熱保持温度に昇温する際の平均昇温速度は特に限定されず、適宜選択することが可能であり、例えば０．５～５０℃／秒程度の平均昇温速度とすることができる。
　［製造方法（Ｉ）および（II）の工程１における、均熱保持温度での保持時間（均熱保持時間）］
　上記均熱保持温度での保持時間は特に限定されないが、保持時間が短すぎると加工組織が残存し、鋼の延性が低下することがあるため、好ましくは８０秒以上である。
　［製造方法（Ｉ）および（II）の工程１における、１００℃以上５００℃以下の温度域で１００秒間以上保持する工程（オーステンパー）］
　上記冷却後は、マルテンサイトの焼戻しや、未変態オーステナイトをベイニティックフェライトに変態させると共に、伸び特性を向上させるのに必要な残留オーステナイトを十分量確保するため、１００℃以上５００℃以下の温度域で１００秒間以上保持する。保持温度（オーステンパー温度）が１００℃未満の場合、オーステンパーが十分に進行せず、残留オーステナイト５％以上が得られない。前記保持温度は好ましくは２００℃以上、より好ましくは２５０℃以上である。一方、前記保持温度が５００℃を超えると高強度を達成できない。よって、前記保持温度は５００℃以下、好ましくは４７０℃以下、より好ましくは４５０℃以下とする。
　また上記保持温度域での保持時間（オーステンパー時間）が短いと、マルテンサイトの焼戻しや、未変態オーステナイトのベイニティックフェライトへの変態が十分に行われないため、母相をベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトとすることができず、またＭＡ組織が過剰となり、低温靭性の低下を招く。したがって前記保持温度での保持時間は１００秒以上、好ましくは１５０秒以上、より好ましくは２００秒以上とする。なお前記保持時間の上限は特に限定されないが、長時間保持し過ぎると、生産性が低下する他、固溶炭素が析出するなどして残留γの生成が阻害されることがあるため、好ましくは１５００秒以下、より好ましくは１０００秒以下とする。
　上記オーステンパー後は室温まで冷却するが、その際の平均冷却速度は特に限定されず、例えば０．４℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却すればよい。
　最終製品が熱延鋼板や冷延鋼板である場合、製造方法（Ｉ）および（II）のいずれにおいても、上記工程１に引き続き下記工程２を実施する他、上記工程１の後に、別の工程を経て工程２を実施してもよい。最終製品が電気亜鉛めっき鋼板である場合、上記製造方法（Ｉ）および（II）のいずれにおいても、（工程１）→（工程２）→（電気亜鉛めっき）の順に実施する方法；後述する実施例の通り（工程１）→（工程２を兼ねた電気亜鉛めっき）の順に実施する方法；（工程１）→（電気亜鉛めっき）→（工程２）の順に実施する方法；のいずれを採用してもよい。
　一方、最終製品が溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板である場合、下記工程２での再加熱による効果を十分得るため、上記製造方法（Ｉ）および（II）のいずれにおいても、工程１、めっき処理（更には必要に応じて行う合金化処理）、工程２の順に実施するのがよい（めっき処理、合金化処理については、下記に詳述する）。
　［製造方法（Ｉ）および（II）における工程２；５０℃以上２００℃以下の温度域で２０秒間以上保持する工程（再加熱工程）］
　５０℃以上２００℃以下の温度域（再加熱温度）で２０秒間以上再加熱することで、残留オーステナイト中の積層欠陥を減少させることができる。上記再加熱温度が、５０℃より低いと積層欠陥を減少させる効果が少ない。よって再加熱温度は５０℃以上とする。好ましくは６０℃以上、より好ましくは８０℃以上である。一方、再加熱温度が２００℃よりも高い場合、鋼の強度を低下させてしまう。よって再加熱温度は２００℃以下とする。好ましくは１５０℃以下、より好ましくは１００℃以下である。
　上記温度域での保持時間（再加熱時間）が２０秒間に満たないと積層欠陥を減少させる効果が少ない。よって上記再加熱時間は２０秒間以上とする。該再加熱時間は、好ましくは３０秒間以上、より好ましくは５０秒間以上、更に好ましくは８０秒間以上である。一方、上記再加熱時間が長すぎると強度が低下する。よって上記再加熱時間は、１００００秒間以下とすることが好ましく、より好ましくは５０００秒間以下である。
　この再加熱（５０℃以上２００℃以下で２０秒間以上保持）は、本発明の高強度鋼板の熱履歴が前記再加熱の温度・時間を満たすものであればよい。即ち、例えば表面調整のための酸洗や、電気めっき、特殊化成処理、塗装など、必然的に鋼板の温度が上がる工程において、鋼板の熱履歴が前記再加熱の温度・時間を満たすものであってもよい。
　室温から再加熱温度までの平均昇温速度は特に限定されず、適宜選択することが可能であり、例えば０．５～１０℃／秒程度の平均昇温速度でもよい。また、再加熱温度から室温までの平均冷却速度も特に限定されず、適宜選択することができ、例えば放冷とすることができる。
　また本発明において所定の温度で保持するとは、必ずしも同一温度で保持し続けなくてもよく、所定の温度範囲内であれば、変動してもよい趣旨である。例えば上記冷却停止温度まで冷却した後、１００～５００℃で保持する場合は、１００～５００℃の範囲内で恒温保持してもよいし、この範囲内で変化させてもよい。また上記冷却停止温度とオーステンパーの温度域は同じであるため、冷却停止温度とその後のオーステンパーは同一であってもよい（図１および図２の点線）。すなわち、上記冷却停止温度がオーステンパーの保持温度（１００～５００℃）の範囲内であれば、加熱（或いは冷却）せず、そのまま、所定時間保持してもよく、或いは上記温度範囲内で加熱（或いは冷却）してから所定時間保持してもよい。また冷却停止温度から加熱する場合の平均昇温速度についても特に限定されず、例えば０～１０℃／秒程度でよい。
　上記Ａｃ1点とＡｃ3点は、「レスリー鉄鋼材料化学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、２７３頁）に記載されている下記（ａ）式、（ｂ）式から算出できる。式中［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ1（℃）＝７２３－１０．７×［Ｍｎ］－１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］・・・（ａ）
Ａｃ3（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１/２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－（３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］－７００×［Ｐ］－４００×［Ａｌ］－１２０×［Ａｓ］－４００×［Ｔｉ］)・・・（ｂ）
　最終製品の鋼板表面には、電気亜鉛めっき層（ＥＧ）、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）が形成されていてもよい。即ち本発明は、熱延鋼板；冷延鋼板；熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施した熱延原板溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）や、冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施した冷延原板溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）；前記溶融亜鉛めっき後に合金化処理して製造される合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）；熱延鋼板に電気亜鉛めっきを施した熱延原板電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ鋼板）や、冷延鋼板に電気亜鉛めっきを施した冷延原板電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ鋼板）；のいずれにも適用でき、その効果が発揮される。
　上記の電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層の形成方法は特に限定されず、常法の電気亜鉛めっき処理法、溶融亜鉛めっき処理法、更には常法の合金化処理法を採用することができる。例えば、電気亜鉛めっき鋼板を製造する場合、５５℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行う方法が挙げられる。溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、温度が約４３０～５００℃に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施し、その後、冷却することが挙げられる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記溶融亜鉛めっきの後、５００～７５０℃程度の温度まで加熱した後、合金化を行い、冷却することが挙げられる。
　また、（片面あたりの）めっき付着量も特に限定されず、例えば電気亜鉛めっき鋼板の場合は１０～１００ｇ／ｍ2程度、溶融亜鉛めっき鋼板の場合は１０～１００ｇ／ｍ2程度とすることが挙げられる。
　本発明の技術は、特に板厚が６ｍｍ以下の薄鋼板に好適に採用できる。
　本願は、２０１２年１２月１２日に出願された日本特許出願第２０１２－２７１７９２号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１２年１２月１２日に出願された日本特許出願第２０１２－２７１７９２号の明細書の全内容が、本願の参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避的不純物、表１において空欄は元素を添加していないことを意味する）を真空溶製し、実験用のスラブを製造した。表１にはＡｃ1点およびＡｃ3点も併せて示す。また、表１および後記の表２～７において、下線を付した数値は、規定の範囲を外れているか特性が合格基準に満たない数値であることを示す。上記スラブに対し、下記条件で熱間圧延→冷間圧延→連続焼鈍を行って、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を製造した。
　［熱間圧延］
　上記スラブを１２５０℃まで加熱し、該温度で３０分間保持した後、圧下率９０％、仕上げ圧延温度が９２０℃となるように熱間圧延した後、この温度から平均冷却速度３０℃／秒で巻取り温度５００℃まで冷却して巻き取った。巻き取った後、この巻取り温度（５００℃）で３０分間保持した。次いで室温まで炉冷して板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。
　［冷間圧延］
　得られた熱延鋼板を酸洗して表面のスケールを除去した後、冷延率４６％で冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を製造した。
　［冷延鋼板（ＣＲ）の焼鈍］
　冷間圧延後の鋼板を、表２～４に示す条件で、均熱保持→冷却→オーステンパー→冷却→再加熱して、供試鋼を製造した。なお、表２～４の「製造方法」の項目には、上記製造方法（Ｉ）に該当、または該製造方法の条件を外れる例に「Ｉ」、上記製造方法（II）に該当、または該製造方法の条件を外れる例に「II」を示した。
　表中、均熱保持した温度は「均熱温度（℃）」、均熱後の冷却停止温度までの冷却速度は「平均冷却速度１（℃／ｓ）」、冷却停止温度は「冷却停止温度（℃）」、冷却停止温度からオーステンパー温度までの昇温速度は「平均昇温速度（℃／ｓ）」、オーステンパーの温度域は「オーステンパー温度（℃）」、オーステンパー温度域での保持時間（秒）は「オーステンパー時間（ｓ）」、オーステンパー温度から室温までの冷却速度は「平均冷却速度２（℃／ｓ）」、再加熱工程における加熱温度は「再加熱温度（℃）」、再加熱温度での保持時間（秒）は「再加熱時間（ｓ）」と夫々表記した。なお、本実施例では、均熱保持温度（均熱温度）での保持時間を１００秒～６００秒とした。また、再加熱後は室温まで冷却して冷延鋼板を得た。
　［電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）の焼鈍］
　冷間圧延後の鋼板を、表２～４に示す条件で、均熱保持→冷却→オーステンパー後、室温まで冷却し、５５℃の亜鉛めっき浴に浸漬することで再加熱を行い、電気めっき処理（電流密度３０～５０Ａ／ｄｍ2）を施した後、水洗、乾燥して電気亜鉛めっき鋼板を得た
（亜鉛めっき付着量：１０～１００ｇ／ｍ2（片面当たり））。
　［溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）の焼鈍］
　冷間圧延後の鋼板を、表２に示す条件で、均熱保持→冷却→オーステンパー後、４５０℃の亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施した後、室温まで冷却した。その後、表２に示す条件で再加熱を行い、室温まで冷却して溶融亜鉛めっき鋼板を得た（亜鉛めっき付着量：１０～１００ｇ／ｍ2（片面当たり））。
　［合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の焼鈍］
　冷間圧延後の鋼板を、表２～４に示す条件で、均熱保持→冷却→オーステンパー後、４５０℃の亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施した後、更に５５０℃で合金化処理を行ってから室温まで冷却した。その後、表２～４に示す条件で再加熱を行い、室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）を得た。
　なお、上記めっき処理では、適宜アルカリ水溶液浸漬脱脂、水洗、酸洗等の洗浄処理を行った。
　各供試鋼について、下記に詳述する通り、金属組織の測定、機械的特性の評価、および低温靭性の評価を行った。
　［金属組織の測定］
　フェライトの体積率、ＭＡ組織（フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織）の体積率、残部組織（ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイト）は、次の様にして測定した。
　即ち、焼鈍後の鋼板の断面を研磨し、下記に示す通り腐食させてから、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて板厚の１／４位置を観察した。そして、光学顕微鏡またはＳＥＭで撮影した金属組織写真を画像解析して各組織の体積率を測定した。下記に詳細を示す。
　（フェライトの体積率）
　上記研磨後に、ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（１０００倍）で３視野（１００μｍ×１００μｍサイズ／視野）観察し、格子間隔５μｍ、格子点数２０×２０の点算法にてフェライトの体積率を測定し、３視野の平均値を算出した（表中、「フェライト（vol.％）」と表記）。
　（ＭＡ組織（フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織）の体積率）
　上記研磨後に、レペラーで腐食し、光学顕微鏡（１０００倍）で３視野（１００μｍ×１００μｍサイズ／視野）観察し、格子間隔５μｍ、格子点数２０×２０の点算法にてＭＡ組織の体積率を測定し、３視野の平均値を算出した（表中、「ＭＡ（vol.％）」と表記）。なお、上記レペラー腐食で白色化した箇所をＭＡ組織として観察した。
　（残部組織（ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイト）の体積率）
　なお、残部組織についても観察し、残部組織はベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトであることを確認した。よって、ベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトの体積率は、［１００％－（フェライトの体積率）－（ＭＡ組織の体積率）］から求めた（表中、「ベイニティックフェライト／焼戻しマルテンサイト（vol.％）」と表記）。
　残留オーステナイトの体積率、残留オーステナイト中の積層欠陥は、それぞれ次の様にして測定した。
　（残留オーステナイト（残留γ）の体積率）
　板厚１／４位置まで＃（番手）１０００～＃（番手）１５００のサンドペーパーを使用して研磨した後、更に表面を深さ１０～２０μｍ程度まで電解研磨してから、Ｘ線回折装置（リガク製ＲＩＮＴ１５００）を用いて測定した。具体的には、Ｃｏターゲットを使用し、４０ｋＶ－２００ｍＡ程度出力して２θで４０°～１３０°の範囲を測定し、得られたｂｃｃ（α）の回折ピーク（１１０）、（２００）、（２１１）、及びｆｃｃ（γ）の回折ピーク（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）から残留γの定量測定を行った（表中、「γ（vol.％）」と表記）。
　（残留オーステナイト中の積層欠陥）
　下記作業手順に示す通り、鋼板から１０ｍｍ×１０ｍｍ×１．４ｍｍの鋼片を切り出し、板厚１／４位置が０．１ｍｍ厚さとなるまで研磨した後、打ち抜き、電解研磨により、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察用の直径３ｍｍの薄膜を形成した。
　観察・測定例を図３を用いながら説明する。まず透過型電子顕微鏡にて、低倍率（例えば５０００倍）で組織の全体を明視野像で観察し、暗視野像により残留オーステナイトの存在位置を確認してから、高倍率（１５００００倍）にして該残留オーステナイトに的を絞った。その明視野像を図３のａに示す。残留オーステナイトは暗視野像の方が確認しやすいことから、図３のｂに示す通り暗視野像（この図３のｂは、前記図３のａを暗視野像に変えたものである）を得て、残留オーステナイト中の積層欠陥を観察した。図３のｂの写真中の積層欠陥を矢印で示す。また、図３のｃに、この図３のｂの写真における残留オーステナイトの領域と、該残留オーステナイト中の積層欠陥を模式的に示す。図３のｃにおける残留オーステナイトの領域内の縦線や斜め線は全て積層欠陥を示す。
　この写真から、残留オーステナイト中の積層欠陥として、（残留オーステナイト中の積層欠陥の長さの総和）／（残留オーステナイトの面積）を求めた。該測定をｎ＝１０の残留オーステナイトを含むサンプルについて行い、その平均値を求めた。
　　（測定条件）
　　（電解薄膜法）
　　作製手順：切断→研磨（０．１ｍｍｔ）→打ち抜き（３ｍｍφ）→電解研磨
　　作製装置：Ｓｔｒｕｅｒｓ製Ｔｅｎｕｐｏｌ－３
　　電解液：５％過塩素酸－９５％酢酸
　　（ＴＥＭ観察）
　　ＴＥＭ観察装置：日立製作所製　透過電子顕微鏡　Ｈ－８００
　　加速電圧：２００ｋＶ
　［機械的特性の評価］
　供試鋼の機械的特性は、ＪＩＳ　Ｚ２２０１で規定される５号試験片を用いて引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ：ＭＰａ）、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）、および延性（ＥＬ：％）を測定した。上記試験片は供試材から、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように切り出した。得られた引張強度と延性からＴＳ×ＥＬバランス（ＴＳ×ＥＬ）を算出した。
　そして本発明では、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上である場合を高強度（合格）とし、１１８０ＭＰａ未満である場合を強度不足（不合格）と評価した。
　延性（ＥＬ）は、１２％以上である場合を延性に優れる（合格）とし、１２％未満である場合を延性不足（不合格）と評価した。
　強度と延性のバランス（ＴＳ×ＥＬバランス）は、ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）が、１５０００（ＭＰａ・％）以上である場合を強度と延性のバランスに優れる（合格）とし、１５０００（ＭＰａ・％）未満である場合を強度と延性のバランス不足（不合格）と評価した。
　［低温靭性の評価］
　低温靭性の評価は、シャルピー衝撃試験（ＪＩＳ　Ｚ２２２４）に規定されているＪＩＳ４号シャルピー試験片を作製して、－４０℃でシャルピー試験を２回行い、脆性破壊面率と吸収エネルギー（Ｊ）を測定した（下記表４および表５には－４０℃での吸収エネルギーのみ示す）。そして、－４０℃での吸収エネルギー（Ｊ）の平均値が９（Ｊ）以上である場合を低温靭性に優れる（合格）とし、９（Ｊ）未満である場合を低温靭性に劣る（不合格）と評価した。
　これらの結果を表５～７に示す。
　なお、鋼種Ｙ、鋼種Ｚは、冷間圧延後の鋼板に割れが生じて不良となったため、その後の連続焼鈍は行わなかった。これら鋼種Ｙ（Ｃ、Ｓｉ量が多い）と鋼種Ｚ（Ｍｎ量が多い）は本発明で規定する成分組成を満さない例であり、熱間圧延後の強度が高すぎたため、割れが生じたと考えられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表１～７より次のことがわかる。実験Ｎｏ．１、２、５～７、９～３２、４０および４６～５６は、本発明の成分組成を満たす鋼種を用いて本発明で規定する焼鈍条件にて熱処理して製造した例である。これらの例は、いずれも本発明で規定する金属組織を満足しており、引張強度１１８０ＭＰａ以上の領域において、延性に優れており、強度－延性バランス（ＴＳ×ＥＬバランス）も良好であった。また低温靭性にも優れている。
　これに対し、上記Ｎｏ．以外の例は、下記に詳述する通り、本発明で規定する成分組成や製造条件を満たさず、所望の特性（高強度、高い加工性、高い低温靭性）が得られなかった。
　即ち、実験Ｎｏ．３３は、Ｃ量が不足したため、引張強度が低く、残留オーステナイト量も少なく延性にも劣り、その結果、強度－延性バランスも劣るものとなった。
　実験Ｎｏ．３４は、Ｓｉ量が不足したため、強度－延性バランスに劣っていた。
　実験Ｎｏ．３５は、Ｍｎ量が不足したため、引張強度が低く、残留オーステナイト量も少なく、強度－延性バランスも悪かった。
　実験Ｎｏ．３６は、均熱温度（Ａｃ3点以上）からの冷却速度が早すぎたため、フェライトが生成せず、その結果、延性が劣化し、強度－延性バランスも悪かった。
　実験Ｎｏ．３７は、均熱温度（Ａｃ3点未満）からの冷却速度が遅すぎたため、フェライトが過剰に生成し、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。
　実験Ｎｏ．３８は、冷却停止温度が低すぎたため、十分量の残留γが得られず、延性が劣化し、強度－延性バランスも悪かった。
　実験Ｎｏ．４１は、冷却停止温度が高すぎたため、高強度を達成できず、ＭＡ量も過剰となり、低温靭性が悪化した。
　実験Ｎｏ．４２は、オーステンパー温度が高すぎたため、高強度を達成できなかった。実験Ｎｏ．４５は、オーステンパー温度が低すぎたため、残留オーステナイト量が得られず、強度－延性バランスが低下した。
　実験Ｎｏ．４３は、オーステンパー時間が短すぎたため、母相をベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトとすることができず、ＭＡ組織が増大し、低温靭性が悪化した。
　実験Ｎｏ．３、４、および３９は、再加熱を行わなかったため、残留オーステナイト中の積層欠陥が多く、低温靭性が悪かった。実験Ｎｏ．８は、再加熱温度が低すぎたため、残留オーステナイト中の積層欠陥が多く、低温靭性が悪かった。実験Ｎｏ．４４は、再加熱温度が高すぎたため、強度が低下した。

Claims (5)

  1. 　鋼板の成分が、
    Ｃ：０．１０％（質量％の意味。以下、成分について同じ。）以上０．３０％以下、
    Ｓｉ：１．４０％以上３．０％以下、
    Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、
    Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
    Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ａｌ：０．００５％以上０．２０％以下、
    Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）、および
    Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）
    を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、
    　前記鋼板の板厚１／４位置の組織が、下記（１）～（４）の全てを満たすことを特徴とする引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板。
    （１）走査型電子顕微鏡で観察したときに、全組織に対するフェライトの体積率が５％以上３５％以下であり、かつベイニティックフェライトおよび／または焼戻しマルテンサイトの体積率が５０％以上である。
    （２）光学顕微鏡で観察したときに、全組織に対するフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（ＭＡ組織）の体積率が２０％以下（０％を含まない）である。
    （３）Ｘ線回折法で測定したときに、全組織に対する残留オーステナイトの体積率が５％以上である。
    （４）透過型電子顕微鏡で観察したときに、前記残留オーステナイト中の積層欠陥が１０．０×１０-3（ｎｍ／ｎｍ2）以下である。
  2. 　前記鋼板表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を有する請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記鋼板の成分が、更に、下記（Ａ）～（Ｅ）の少なくともいずれかに属する１種以上の元素を含む請求項１に記載の高強度鋼板。
    （Ａ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
    （Ｂ）Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
    （Ｃ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
    （Ｄ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）
    （Ｅ）Ｃａ：０．０１００％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１００％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０１００％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼板を製造するための方法であって、
    前記成分からなる鋼板を用い、
    （Ａｃ1点＋２０℃）以上Ａｃ3点未満の温度域で均熱保持し、その後、平均冷却速度５℃／秒以上で１００℃以上５００℃以下の温度域まで冷却し、次いで１００℃以上５００℃以下の温度域で１００秒間以上保持してから室温まで冷却する工程と；
    ５０℃以上２００℃以下の温度域で２０秒間以上保持する工程と；
    を含むことを特徴とする引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
  5. 　請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼板を製造するための方法であって、
    前記成分からなる鋼板を用い、
    Ａｃ3点以上９５０℃以下の温度域で均熱保持し、その後、平均冷却速度５０℃／秒以下で１００℃以上５００℃以下の温度域まで冷却し、次いで１００℃以上５００℃以下の温度域で１００秒間以上保持してから室温まで冷却する工程と；
    ５０℃以上２００℃以下の温度域で２０秒間以上保持する工程と；
    を含むことを特徴とする引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
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