WO2016024371A1 - 高強度鋼板の製造方法 - Google Patents

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WO2016024371A1
WO2016024371A1 PCT/JP2015/001085 JP2015001085W WO2016024371A1 WO 2016024371 A1 WO2016024371 A1 WO 2016024371A1 JP 2015001085 W JP2015001085 W JP 2015001085W WO 2016024371 A1 WO2016024371 A1 WO 2016024371A1
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temperature
less
annealing
austenite
steel sheet
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PCT/JP2015/001085
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English (en)
French (fr)
Inventor
▲高▼木　周作
金晴 奥田
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-strength steel sheet suitable for use in automobile parts and the like, and in particular, produces a high-strength steel sheet having a small material variation in the produced high-strength steel sheet and excellent in material stability (homogeneity). Regarding the method.
  • the tensile strength of a steel sheet having a composite structure in which ferrite and various hard phases are combined is greatly influenced by the fraction of the ferrite phase and the hard phase.
  • Patent Document 1 it is common to perform ferrite-austenite two-phase region annealing.
  • Patent Document 2 discloses an area ratio of 75% or more ferrite phase and 1.0% or more bainitic ferrite phase. And an area ratio of the martensite phase of 1.0% or more and less than 5.0% and a martensite area ratio / (Baini) A technique for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a steel structure satisfying (tick ferrite area ratio + pearlite area ratio) ⁇ 0.6 and excellent in material stability and workability has been proposed. Patent Literature 2 discloses that material stability is ensured by appropriately controlling the area ratio of each phase.
  • Patent Document 3 focusing on fluctuations in the coiling temperature after hot rolling as a cause of material fluctuations, material stability is ensured by optimizing the Cr content to ensure material stability against fluctuations in the coiling temperature.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent properties and a method for producing the same have been proposed.
  • about TS815MPa (83.1kg / mm ⁇ 2 >) or less high-strength hot-dip galvanized steel sheet the dependence of TS on the coiling temperature is small and the material stability against fluctuations in coiling temperature is excellent. It is disclosed.
  • Patent Document 4 proposes a technique for providing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that has a composite structure mainly composed of ferrite and martensite and has excellent spot weldability and material stability in a strength range of 780 MPa to 1180 MPa. Has been. Patent Document 4 discloses that the stability of the material is particularly improved by adding a small amount of Cr and Mo as essential components and increasing the amount of Mn.
  • Patent Document 5 effectively strengthens ferrite by precipitating fine carbides in the processes after cold rolling by optimizing the composition of the steel material and hot rolling conditions for steel of TS780 MPa or more.
  • the target value of material stability is that the absolute value of the tensile strength difference between the central portion in the plate width direction and the (1/4) portion in the plate width direction is within 10% of the tensile strength, preferably within 5%.
  • annealing at a temperature of Ac3 point or higher which is a temperature at which an austenite single-phase structure is formed, particularly when material stability is required.
  • the average austenite grain size before cooling is preferably 4 ⁇ m or less.
  • Patent Documents 6 and 7 a uniform structure mainly composed of ferrite and bainite and a mixed structure having unstable retained austenite having a low C concentration in austenite are formed. Techniques have been proposed for obtaining steel plates with excellent properties of TS780 MPa or more or TS700 MPa or more.
  • Patent Document 6 and Patent Document 7 as a manufacturing method thereof, in order to uniformly refine the structure after continuous annealing, heating is performed at a temperature higher than an austenite single-phase structure, and continuous annealing is performed, and cooling is performed at a predetermined cooling rate. Post-holding is disclosed.
  • Patent Documents 2 to 4 when a steel sheet having a composite structure is manufactured by two-phase annealing of ferrite-austenite, the ferrite fraction changes depending on the annealing temperature.
  • the continuous annealing line steel plates having different plate thicknesses and plate widths are joined and continuously produced, so that the temperature of the steel plate changes depending on the cross-sectional area of the steel plate and the sheet passing speed.
  • temperature distribution arises also in the width direction and longitudinal direction of a steel plate.
  • the annealing temperature is a target annealing temperature of about ⁇ 20 ° C. It is assumed that the range, that is, the annealing temperature range, varies within a range of about 40 ° C.
  • the steel plate to be used in the present invention has a plate thickness of about 0.6 mm to 3.2 mm, a plate width of about 600 mm to 1800 mm, and a length of about 2000 m or less.
  • the TS of the obtained steel sheet is 661 MPa or less
  • the TS of the target steel sheet is 815 MPa or less as described above.
  • Patent Document 4 is a technique for improving the stability of the material by adding Cr and Mo as essential components as described above, controlling the content within a predetermined range, and increasing the amount of Mn.
  • Patent Document 4 does not discuss reducing material variations when a large amount of Mn, Cr, and Mo are not contained. For this reason, in Patent Document 4, it is unclear whether the material variation can be reduced to 40 MPa or less when the annealing temperature fluctuates in a temperature range of about 40 ° C. as the object of the present invention.
  • Patent Document 5 discloses that, as described above, with respect to the annealing temperature during continuous annealing, the cold-rolled steel sheet is once heated to a temperature equal to or higher than the Ac3 point, which is a temperature at which the austenite single-phase structure is formed. However, Patent Document 5 does not discuss securing material stability when the annealing temperature varies. Similarly, Patent Documents 6 and 7 disclose that the annealing temperature at the time of continuous annealing once heats the cold-rolled steel sheet to a temperature equal to or higher than the Ac3 point, which is a temperature at which the austenite single-phase structure is formed. However, Patent Document 6 and Patent Document 7 do not discuss securing material stability when the annealing temperature fluctuates.
  • the present invention was developed in view of the above-mentioned present situation, and has a high tensile strength of TS980 MPa or more, and has a smaller material variation than that of the prior art, that is, the production of a high-strength steel sheet having a small dependence of tensile strength on annealing temperature.
  • a method is provided.
  • the material variation is small or the annealing temperature dependency is small, specifically, the difference between the minimum value and the maximum value of the tensile strength (TS) in the annealing temperature range of 40 ° C. is 40 MPa or less.
  • the steel sheet includes a steel sheet wound in a coil shape, a so-called steel sheet coil, and includes a surface subjected to plating such as hot dip galvanizing.
  • the inventors have intensively studied to solve the above problems.
  • the cause of the material variation of steel sheets with TS of 980 MPa or more produced by ferrite-austenite two-phase annealing is that the fraction of ferrite and austenite phases depends on the annealing temperature during ferrite-austenite two-phase annealing. It was discovered that the difference was not completely resolved until the final organization.
  • the annealing temperature varies within a temperature range of about the target annealing temperature ⁇ 20 ° C.
  • the inventors have a temperature range in which the annealing temperature is the target annealing temperature ⁇ 20 ° C., that is, the temperature range in which the austenite average particle size is 3 ⁇ m or less even when the annealing temperature varies by 40 ° C. It is found that the dispersion of TS can be reduced to 40 MPa or less by heating to a steel structure and annealing so that the steel structure becomes an austenite single phase and further cooling at a cooling rate at which the ferrite transformation starts in a temperature range exceeding 750 ° C. It was.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. [1] By mass%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 1.0 to 3.5%, P: 0.001 to 0.040% , S: 0.0001 to 0.010%, N: 0.0001 to 0.0060%, Al: 0.01 to 1.5%, Ti: 0.01 to 0.20%, Nb : A steel slab containing one or two selected from 0.01 to 0.20%, the balance being composed of Fe and inevitable impurities, hot-rolled, pickled, cooled After hot rolling, the steel structure is heated to a temperature range of T ° C. or more and (T + 40) ° C.
  • a steel slab having the composition described in [1] is subjected to the hot rolling at a slab temperature of 1100 to 1300 ° C. and a finish rolling temperature of 800 to 950 ° C., and then a temperature of the finish rolling temperature to 750 ° C.
  • the region is cooled at an average cooling rate of 5 to 200 ° C./second, wound, pickled, cold-rolled, and heated to a temperature range of T ° C. or more (T + 40) ° C. to 10 to 10 ° C.
  • T ° C. or more (T + 40) ° C. to 10 to 10 ° C. A method for producing a high-strength steel sheet, which is maintained for 500 seconds and then cooled to 500 ° C.
  • T is an average austenite grain size when annealing at T ° C ⁇ Ac3 point and (T + 40) ° C.
  • the temperature is selected from a temperature range in which the diameter is 3 ⁇ m or less, and V is a cooling rate selected from a cooling rate range in which the ferrite transformation starts above 750 ° C. in cooling from (T + 40) ° C. to 500 ° C.
  • the steel slab is further, in mass%, B: 0.0001 to 0.01%, Mo: 0.005 to 1.00%, Cr: 0.005 to 2.00%, Ni: 0 0.005 to 2.00%, Cu: 0.005 to 2.00%, V: 0.005 to 1.00%, or a composition containing one or more selected from 0.005 to 1.00%
  • B 0.0001 to 0.01%
  • Mo 0.005 to 1.00%
  • Cr 0.005 to 2.00%
  • Ni 0 0.005 to 2.00%
  • Cu 0.005 to 2.00%
  • V 0.005 to 1.00%
  • the method for producing a high-strength steel sheet according to [1] or [2].
  • the fluctuation of the TS of the full length of the actual machine manufactured steel plate of the same component can be made 40 MPa or less regardless of the sheet passing conditions.
  • the high-strength automobile parts can be efficiently and stably produced by the high-strength steel sheet with small material variation obtained by the present invention.
  • the variation of the TS can be 20 MPa or less.
  • C 0.05 to 0.30% or less
  • C is an element that increases TS by increasing the fraction of the hard phase.
  • C also causes austenite to exist at room temperature by concentrating in austenite. Therefore, C is an essential element for the present invention.
  • a C amount of 0.05% or more is necessary.
  • the C content is limited to a range of 0.05% to 0.30%. Preferably they are 0.10% or more and 0.26% or less.
  • Si 0.01 to 2.0% Si is an element that contributes to strength improvement by solid solution strengthening. Si can also increase the ferrite transformation rate during cooling and stabilize the ferrite fraction of the final structure. These effects are manifested when the Si content is 0.01% or more. However, when the Si amount exceeds 2.0%, the Ac3 point is remarkably increased, so that it becomes difficult to anneal the austenite single phase region. Furthermore, Si concentrates as an oxide on the surface of the steel sheet, causing surface defects such as defective chemical conversion and non-plating. Therefore, the Si content is limited to 0.01% or more and 2.0% or less. Preferably they are 0.4% or more and 1.5% or less, More preferably, they are 0.4% or more and 1.0% or less.
  • Mn 1.0 to 3.5% Mn contributes to strength improvement, and this effect is recognized by containing 1.0% or more of Mn.
  • Mn is excessively contained exceeding 3.5%, the material is deteriorated due to segregation of Mn or the like, or the weldability is lowered. Therefore, the amount of Mn is limited to 1.0% to 3.5%. Preferably they are 1.5% or more and 3.0% or less.
  • P 0.001 to 0.040%
  • P is an element contributing to strength improvement.
  • P is also an element that deteriorates weldability.
  • the P content exceeds 0.040%, the weldability is remarkably deteriorated.
  • excessive P reduction such as less than 0.001% is accompanied by an increase in manufacturing cost in the steel making process. Therefore, the P content is limited to the range of 0.001% to 0.040%. Preferably they are 0.001% or more and 0.025% or less, More preferably, they are 0.001% or more and 0.015% or less.
  • S 0.0001 to 0.010%
  • S forms inclusion MnS and exists as a plate-like inclusion after cold rolling, thereby particularly reducing the ultimate deformability of the material, and thus lowering the formability such as elongation and bendability.
  • the amount of S is 0.010%.
  • excessive reduction of the amount of S that is less than 0.0001% is accompanied by an increase in desulfurization cost in the steel making process. Therefore, the S content is limited to a range of 0.0001% to 0.010%. Preferably it is 0.0001% or more and 0.0030% or less.
  • N 0.0001 to 0.0060%
  • the influence of N on the material properties of the structure strengthened steel is not so great. If the amount of N is 0.0060% or less, the effect of the present invention is not impaired. On the other hand, it is desirable that the amount of N is small from the viewpoint of improving ductility by cleaning ferrite. However, excessive reduction of the N amount so that the N amount is less than 0.0001% causes an increase in cost on steelmaking. For this reason, the lower limit of the N amount is 0.0001%, and the N amount is in the range of 0.0001% to 0.0060%.
  • Al 0.01 to 1.5%
  • Al is an element effective as a deoxidizer in the steel making process. Furthermore, Al can stabilize the ferrite fraction of the final structure by promoting ferrite transformation during cooling after annealing. In order to obtain such an effect, it is necessary to add 0.01% or more of Al. On the other hand, if Al is added in excess of 1.5%, not only will the steel component cost be increased, but the Ac3 point will be significantly raised, making austenite single phase annealing difficult. Therefore, the Al content is limited to a range of 0.01% to 1.5%. Preferably it is 0.02% or more and 1.0% or less, More preferably, it is 0.5% or less.
  • the component composition further includes one or two selected from Ti: 0.01 to 0.20% and Nb: 0.01 to 0.20%.
  • Ti can refine austenite grains during annealing by forming fine carbides or fine nitrides with C or N in steel. Such refinement of austenite grains with Ti promotes ferrite transformation during cooling after annealing, and as a result, the ferrite fraction of the final structure can be stabilized. In order to obtain these effects, 0.01% or more of Ti is necessary. When the amount of Ti exceeds 0.20%, this effect is saturated. Therefore, the Ti content is limited to a range of 0.01% to 0.20%. Preferably it is 0.01% or more and 0.15% or less of range.
  • Nb 0.01-0.20%
  • Nb can form fine austenite grains during annealing by forming fine carbides and fine nitrides with C or N in steel, and as a result, promote ferrite transformation during cooling Can do.
  • Nb can stabilize the ferrite fraction of the final structure due to this effect.
  • the Nb amount needs to be 0.01% or more.
  • the Nb content is limited to a range of 0.01% to 0.20%.
  • it is 0.01% or more and 0.15% or less of range.
  • the steel slab used in the production method of the present invention has the above-described component composition essential, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities. Further, the steel slab is, as necessary, in mass%, B: 0.0001 to 0.01%, Mo: 0.005 to 1.00%, Cr: 0.005 to 2.00%, Ni : 0.005 to 2.00%, Cu: 0.005 to 2.00%, V: 0.005 to 1.00%, or one or more selected from Ca, : One or two selected from 0.001 to 0.01% and REM: 0.001 to 0.01% can be appropriately contained individually or simultaneously.
  • B 0.0001 to 0.01%, Mo: 0.005 to 1.00%, Cr: 0.005 to 2.00%, Ni: 0.005 to 2.00%, Cu: 0.005 to One, two or more selected from 2.00%, V: 0.005 to 1.00% B, Mo, Cr, Ni, Cu, V ensure TS by improving hardenability after annealing Can be added to facilitate the process.
  • the effect of B described above appears when the B content is 0.0001% or more, and saturates when the B content is 0.01%. For this reason, when adding B, the amount of B shall be 0.0001% or more and 0.01% or less. Preferably it is 0.003% or less.
  • the effect of Mo described above is manifested by making the Mo amount 0.005% or more, and the Mo amount is saturated at 1.00%. Therefore, when adding Mo, the amount of Mo shall be 0.005% or more and 1.00% or less. Preferably they are 0.02% or more and 0.50% or less, More preferably, they are 0.02% or more and 0.30% or less.
  • the effect of Cr described above is manifested by setting the Cr amount to 0.005% or more, and saturates when the Cr amount is 2.00%. Therefore, when adding Cr, the Cr content is 0.005% or more and 2.00% or less. Preferably they are 0.02% or more and 1.00% or less.
  • Ni described above is manifested when the Ni content is 0.005% or more, and is saturated when the Ni content is 2.00%. Therefore, when adding Ni, the amount of Ni is made 0.005% or more and 2.00% or less. Preferably they are 0.02% or more and 1.00% or less.
  • the effect of Cu described above is manifested by setting the Cu amount to 0.005% or more, and is saturated when the Cu amount is 2.00%. Therefore, when adding Cu, the amount of Cu shall be 0.005% or more and 2.00% or less. Preferably they are 0.02% or more and 1.00% or less.
  • V described above is manifested by setting the V amount to 0.005% or more, and saturates when the V amount is 1.00%. Therefore, when adding V, the amount of V is 0.005% or more and 1.00% or less. Preferably they are 0.02% or more and 0.5% or less.
  • Ca 0.001 to 0.01%
  • REM One or two selected from 0.001 to 0.01% Ca, REM controls the shape of sulfides such as MnS to improve the moldability Since it has the effect of improving, it can be added.
  • the Ca content needs to be 0.001% or more.
  • the Ca content is 0.001% to 0.01%, preferably 0.001% to 0.0050%.
  • the REM amount needs to be 0.001% or more.
  • the REM content is 0.001% or more and 0.01% or less, preferably 0.001% or more and 0.0050% or less.
  • REM is a rare earth element.
  • a steel slab having the above-described composition is hot-rolled, pickled, cold-rolled, and then heated to a temperature range of T ° C. or higher (T + 40) ° C. to lower the steel structure to austenite. It anneals so that it may become a single phase, and then cools to 500 ° C. or less at V ° C./second.
  • T is a temperature selected from a temperature range in which the average austenite grain size is 3 ⁇ m or less in annealing at T ° C. ⁇ Ac3 point and (T + 40) ° C.
  • V is cooling from (T + 40) ° C. to 500 ° C. Is a cooling rate selected from a cooling rate range in which the ferrite transformation starts above 750 ° C.
  • the annealing temperature is a temperature range of about the target annealing temperature ⁇ 20 ° C., that is, about 40 ° C. as the annealing temperature range. It fluctuates in the range.
  • the target annealing temperature is (T + 20) ° C.
  • the annealing temperature at the time of actual manufacture is at least in the temperature range of T ° C.
  • T + 40 ° C. or less. That is, if the target annealing temperature is (T + 20) ° C., annealing is performed by heating to a temperature range of T ° C. or more and (T + 40) ° C. or less.
  • T ° C. is a temperature that is appropriately determined by the target annealing temperature.
  • the target annealing temperature can be determined by desired material characteristics.
  • the annealing temperature In such annealing, in order to reduce material variation, it is necessary to make the steel structure during annealing a single phase of austenite.
  • the annealing temperature When the annealing temperature is less than the Ac3 point, ferrite is generated during annealing, so the tensile temperature dependency of the tensile strength is not within a predetermined range. Therefore, the annealing temperature needs to be Ac3 point or higher.
  • the target annealing temperature is set to (T + 20) ° C.
  • the lowest annealing temperature is T ° C. in consideration of the variation of the annealing temperature. Therefore, in the present invention, T ° C. needs to be Ac3 point or higher.
  • T ° C is (Ac3 + 15) ° C or higher.
  • the average austenite grain size during annealing exceeds 3 ⁇ m
  • the influence on the ferrite transformation during cooling increases. That is, when the average austenite grain size during annealing exceeds 3 ⁇ m, the larger the austenite grain size during annealing, the slower the ferrite transformation during cooling, and the greater the dependency of TS on the annealing temperature.
  • the crystal grain size during annealing increases as the annealing temperature increases.
  • the target annealing temperature is (T + 20) ° C.
  • the highest annealing temperature is (T + 40) ° C. in consideration of the variation of the annealing temperature.
  • the average austenite grain size in annealing at (T + 40) ° C. needs to be 3 ⁇ m or less.
  • the austenite average particle diameter of the steel plate at (T + 40) ° C. is 2 ⁇ m or less.
  • the Ac3 point is obtained by the following equation.
  • Ac3 (° C.) 910 ⁇ 203 ⁇ C (%) ⁇ 30Mn (%) + 44.7Si (%) + 700P (%) + 100Al (%) + 31.5Mo (%) ⁇ 11Cr (%) ⁇ 15.2Ni (%) -20Cu (%) + 104V (%)
  • M (%) in the formula represents the content (mass%) of the element M.
  • Whether or not it is actually an austenite single phase during annealing can be confirmed by annealing under predetermined conditions, water quenching immediately after annealing, and observing the steel structure. Whether the average austenite grain size of the steel sheet during annealing is 3 ⁇ m or less is determined by annealing under specified conditions, water quenching immediately after annealing, and removing prior austenite grain boundary with saturated picric acid solution. Appearance can be confirmed by determining the prior austenite average particle size by a cutting method.
  • This condition is another important condition of the present invention .
  • the temperature range from the annealing temperature range to 500 ° C. is a temperature range that greatly affects the ferrite transformation. Ferrite transformation begins during cooling. When this ferrite transformation start temperature (ferrite transformation temperature) is 750 ° C. or less, the increase in ferrite transformation after the start of ferrite transformation becomes abrupt. For this reason, the annealing temperature dependence of TS tends to increase due to temperature variations after cooling.
  • the ferrite transformation temperature becomes lower as the temperature of the cooling start point is higher even at the same cooling rate. Therefore, when manufacturing at a target annealing temperature of (T + 20) ° C., considering the variation of the annealing temperature, cooling from (T + 40) ° C. to 500 ° C. can be performed at a rate V at which the ferrite transformation starts above 750 ° C. Necessary. In this case, gas cooling is preferred. Moreover, it is also possible to perform the said cooling combining using air cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, etc. Moreover, this cooling rate can be calculated
  • a slab is produced from molten steel prepared to the above component composition by a continuous casting method or an ingot-bundling method.
  • the obtained slab is hot-rolled after being cooled and reheated, or without being subjected to post-casting heat treatment, and the slab temperature is set to 1100 to 1300 ° C. as it is.
  • slab temperature is also called slab heating temperature.
  • the slab heating temperature is set to 1100 to 1300 ° C., and Ti and Nb carbonitrides precipitated in the slab are dissolved.
  • the hot rolling is preferably performed at a finish rolling delivery temperature of 800 to 950 ° C.
  • the steel sheet is cooled and wound at an average cooling rate of 5 to 200 ° C./sec. It is preferable to use a stretched plate.
  • the obtained hot-rolled sheet is pickled and then cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a desired thickness.
  • the rolling reduction of cold rolling is desirably 30% or more in order to make the structure uniform.
  • the obtained cold-rolled sheet is annealed. In the annealing step, as described above, heating is performed to a temperature range of T ° C. or more and (T + 40) ° C. or less, and the temperature range is maintained for 10 to 500 seconds, and then cooled to 500 ° C. or less at V ° C./second.
  • T ° C. or more and (T + 40) ° C. or less the details of the preferable manufacturing conditions described above will be described.
  • the slab temperature before hot rolling is preferably 1150 ° C. or higher.
  • the slab temperature exceeds 1300 ° C., the austenite grains become coarse, and it becomes difficult to stabilize the average austenite grain size at 3 ⁇ m or less during annealing. Therefore, the slab temperature was set in the range of 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
  • Finish rolling temperature 800-950 ° C
  • the finish rolling temperature is set to 800 ° C. or more and 950 ° C. or less.
  • the finish rolling temperature is preferably 850 ° C. or higher and 930 ° C. or lower.
  • Average cooling rate in the temperature range from the finish rolling temperature to 750 ° C . 5 to 200 ° C./sec.
  • the average cooling rate in the temperature range from the finish rolling temperature to 750 ° C. is less than 5 ° C./sec.
  • Recrystallization and grain growth increase the hot-rolled sheet structure, and a band-shaped structure in which ferrite and pearlite are formed in layers.
  • a hot-rolled sheet having such a band-like structure is cold-rolled and annealed, it is heat-treated (annealed) in a state where the concentration unevenness of the components occurs, so the austenite grain size during annealing becomes non-uniform, It becomes difficult to stabilize the austenite average particle size to 3 ⁇ m or less.
  • the average cooling rate in the temperature range from the finish rolling temperature to 750 ° C. is set to 5 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the temperature range is in the range of 5 ° C./second to 200 ° C./second.
  • the winding temperature is preferably in the range of 350 ° C. or higher and 650 ° C. or lower. In order to efficiently precipitate precipitates in a hot-rolled sheet to improve the structure and improve the properties, the winding temperature is preferably 550 ° C. or lower.
  • the obtained hot-rolled sheet is pickled according to a conventional method, and then cold-rolled to a desired thickness.
  • the conditions for pickling are not particularly limited, and may be performed according to a conventionally known method such as pickling with hydrochloric acid.
  • the rolling reduction of the cold rolling is not particularly limited. In the present invention, the rolling reduction of cold rolling is preferably 30% or more in order to make the structure uniform.
  • Annealing conditions Heat to a temperature range of T ° C. or more and (T + 40) ° C. and hold for 10 to 500 seconds in the temperature range As described above, heat to T ° C. or more and (T + 40) ° C. or less for annealing.
  • a steel plate structure can be stably set as an austenite single phase by making holding time in the said annealing temperature range into 10 seconds or more. If the holding time is less than 10 seconds, an austenite single phase may not be formed during annealing. If an austenite single phase is not obtained, a non-uniform structure is obtained, and the annealing temperature dependency of TS may not be within a predetermined range.
  • the holding time in the annealing temperature range is set to 10 seconds or more and 500 seconds or less. Preferably, it is 20 seconds or more and 300 seconds or less.
  • Cooling to 500 ° C. or less at V ° C./second Following the annealing, cooling to 500 ° C. or less at V ° C./second as described above. That is, in the cooling from the annealing temperature not lower than T ° C. and not higher than (T + 40) ° C. to 500 ° C., the ferrite transformation is cooled to at least 500 ° C. at a speed V at which the transformation starts above 750 ° C.
  • the cooling at 500 ° C. or lower is not particularly limited.
  • the cooling may be performed to the room temperature at the cooling rate, or the cooling may be continued to the predetermined temperature between room temperature and 500 ° C. Good. Further, after being cooled to 500 ° C.
  • a plating process may be performed. For example, hot galvanizing or alloying hot dip galvanizing may be applied continuously after the cooling. Further, the steel sheet finally obtained may be subjected to temper rolling (also referred to as skin pass rolling) for the purpose of shape correction or surface roughness adjustment. If the skin pass rolling is performed excessively, excessive strain is introduced. As a result, the crystal grains are expanded to form a rolled structure, and the elongation and bendability are lowered. It is preferably about 1.5%.
  • a preferable steel structure in the present invention has a ferrite phase volume fraction of 20% or more and less than 70%, an average crystal grain size of the ferrite phase of 2 ⁇ m or less, and 100 carbides / ⁇ m 2 having a grain size of 2 nm or more and 20 nm or less. It is a steel structure having the above.
  • the TS-elongation balance can be improved, specifically, TS ⁇ El ⁇ 15000 MPa ⁇ %.
  • the volume fraction of the ferrite phase By setting the volume fraction of the ferrite phase to 20% or more, there is an effect that the upper limit of the steel sheet strength is lowered and variation can be reduced.
  • the volume fraction of the ferrite phase is 70% or more, it may be necessary to add a large amount of reinforcing elements such as Mn and Si in order to ensure TS980 MPa or more. Therefore, the ferrite phase is preferably 20% or more and less than 70% in volume fraction.
  • a more preferable volume fraction of the ferrite phase is in the range of 40% to 60%.
  • the carbide having a particle size of 2 nm or more and 20 nm or less into a structure containing 100 pieces / ⁇ m 2 or more, the final structure can be more uniformly refined, and the material variation can be further reduced.
  • the volume fraction of the ferrite phase, the average particle size of the ferrite phase, and the particle size and number of carbides can be appropriately adjusted by adjusting the components, the cooling rate after annealing, and the like.
  • the steel structure of the obtained steel sheet further has a bainite of 1% to 30% in volume fraction, and the total of the volume fraction of ferrite and the volume fraction of bainite is 84% or less, and the volume fraction is 1%. More preferably, the austenite (residual austenite) is 20% or less, the martensite is 1% or more and 40% or less in volume fraction, and the average particle size of bainite, austenite, or martensite is 2 ⁇ m or less.
  • a bainite phase In order to generate austenite at room temperature, it is preferable to generate a bainite phase with a volume fraction of 1% or more.
  • the volume fraction of the bainite phase is preferably 30% or less.
  • the total volume fraction of the ferrite phase and the bainite phase exceeds 84%, it becomes difficult to ensure TS980 MPa or more and the bendability deteriorates. More preferably, it is 75% or less in total.
  • Austenite is a preferable structure for ensuring ductility, and it is preferable to contain 1% or more by volume fraction. Since austenite can achieve TS ⁇ El ⁇ 20000 MPa ⁇ % with a content of 3% or more, the volume fraction of austenite is preferably 3% or more. On the other hand, if austenite is excessively present in a volume fraction exceeding 20%, the bendability deteriorates. For this reason, it is preferable that the volume fraction of austenite shall be 1% or more and 20% or less, More preferably, it is 3% or more and 20% or less, More preferably, it is 5% or more and 17% or less.
  • Martensite is a preferable organization for securing TS, and the effect is manifested by setting the volume fraction to 1% or more.
  • the volume fraction of martensite is preferably 1% or more and 40% or less, more preferably 3% or more and 30% or less, and further preferably 13% or more and 20% or less.
  • the refinement of these structures contributes to the elongation and bendability of the steel sheet.
  • the soft region and the hard region are present roughly, the deformation becomes non-uniform and the bendability deteriorates.
  • the ferrite phase and the hard phase such as the bainite phase, austenite phase, and martensite phase are present uniformly and finely, the deformation of the steel plate is uniform during the processing of the steel plate in press forming or the crushing when the car body undergoes impact deformation. become. Therefore, it is preferable to refine bainite, austenite, and martensite.
  • the average particle size of bainite, austenite, and martensite is preferably 2 ⁇ m or less, and more preferably 1 ⁇ m or less.
  • the average particle size of bainite, austenite, and martensite is preferably 0.3 ⁇ m or more.
  • the grain sizes of ferrite, bainite, austenite, and martensite were determined by a cutting method in the present invention, when a sample subjected to nital etching was observed with an SEM, the region that could be identified as the same was regarded as one grain. Defined by value.
  • pearlite can be considered as the remaining structure other than the above. From the viewpoint of moldability, it is preferable not to contain these. In the present invention, there is no particular problem as long as these total amounts are 5% or less in volume fraction.
  • Table 1 Steels having the composition shown in Table 1 were melted by vacuum melting in a laboratory, and hot-rolled, pickled, and cold-rolled under a variety of conditions shown in Tables 2-1 and 2-2. Rolling and continuous annealing were performed to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm.
  • Table 2-1 and Table 2-2 the annealing temperature dependency of the material was investigated by applying a plurality of conditions as follows.
  • the average cooling rate from the finish rolling temperature shown in Tables 2-1 and 2-2 is the average cooling rate in the temperature range from the finish rolling temperature to 750 ° C.
  • the continuous annealing is performed in order to simulate the variation in the annealing temperature by setting the T ° C. shown in Table 2-1 and Table 2-2 assuming the target annealing temperature: (T + 20) ° C.
  • the annealing temperature was set to T ° C, (T + 20) ° C, and (T + 40) ° C.
  • Specimens were sampled from steel plates annealed at each temperature to obtain TS, and the material variation was evaluated by the difference ⁇ TS between the maximum value and the minimum value of the obtained TS.
  • ⁇ TS is 40 MPa or less, it can be evaluated that the annealing temperature dependency is small and the material variation is small.
  • Table 2-1, Table 2-2, Table 3-1, and Table 3-2 The obtained results are shown in Table 2-1, Table 2-2, Table 3-1, and Table 3-2.
  • the austenite phase is obtained by grinding a steel plate to a 1/4 thickness position and then further polishing 0.1 mm by chemical polishing, using Mo K ⁇ rays with an X-ray diffractometer using (200), (220 ), (311) plane and the (200), (211), (220) plane integral strength of bcc iron were measured, and the fraction of retained austenite was determined from these to obtain the volume fraction of retained austenite.
  • the balance was the martensite fraction. That is, the martensite volume fraction was obtained by subtracting the above-described ferrite phase, bainite phase, pearlite phase, and retained austenite volume fraction from the entire structure (100%).
  • the average grain size of the ferrite and the average grain size of the hard phase were obtained by a cutting method with a region that can be recognized as a grain by SEM as one grain.
  • the size and number of precipitates were prepared by a thin film method to produce a TEM sample at a thickness of 1/4 of the steel sheet, and the precipitate deposited on the ferrite portion was observed at a magnification of 200,000 to 300,000 times by the transmission method. The particle size and number of precipitates in the ferrite were measured.
  • the ferrite transformation start temperature during cooling after annealing was measured as follows. A steel plate (cold rolled unannealed plate) having a predetermined thickness is processed to a width of 3 mm ⁇ length of 10 mm and heated to a predetermined temperature (an annealing temperature corresponding to (T + 40) ° C. of each sample) for 500 seconds. After the holding, the sample was cooled at various cooling rates of 1 to 100 ° C./second, the coefficient of thermal expansion of the test piece during cooling was measured, and the ferrite transformation start point was determined from the change.
  • ⁇ TS ⁇ 40 MPa was achieved in the annealing temperature range from T ° C. to (T + 40) ° C., and the dependence of TS on the annealing temperature. It can be seen that a high-strength steel sheet having a low TS and a high TS of 980 MPa or more, that is, a small material variation can be produced.
  • Test No. which is a comparative example. 2, Test No. 5, Test No. 9, test no. No. 12 had a ferrite precipitation temperature of 750 ° C. or lower during cooling from (T + 40) ° C.
  • test No. which is a comparative example. In No. 8, T ° C was less than Ac3 point.
  • Test No. No. 14 had an average austenite grain size of 3 ⁇ m or less in annealing at (T + 40) ° C., but the ferrite transformation start temperature in cooling from (T + 40) ° C. to 500 ° C. was 750 ° C. or less. In these comparative examples, ⁇ TS exceeded 40 MPa.
  • ⁇ TS exceeded 40 MPa.
  • Test No. in 19-22 the component composition was outside the scope of the present invention, and as a result, TS was less than 980 MPa or ⁇ TS was more than 40 MPa.
  • a temperature range of slab heating temperature of 1230 ° C., finish rolling temperature of 900 ° C., hot finish rolling temperature to 750 ° C. is cooled at an average cooling rate of 100 ° C./sec.
  • a steel sheet (hot rolled steel sheet) was wound around the coil at a temperature of ° C.
  • the steel sheet is then pickled and cold-rolled at a reduction rate of 50% to obtain a steel sheet (cold rolled steel sheet) having a thickness of 1.2 mm, a width of 1000 mm, and a length of 1000 m. It was.
  • the target annealing temperature was set to 830 ° C., T ° C.
  • the annealing temperature on the opposite side was almost the same as the annealing temperature at the sheet width 1/4 position shown in Table 4 and 50 mm from the edge.
  • the conditions for the tensile test were the same as in Example 1.
  • the difference ⁇ TS between the maximum value and the minimum value of TS obtained at the above 9 points was 8 MPa, and it was confirmed that the material stability was excellent.
  • the present invention it is possible to produce a steel sheet that not only has a high tensile strength but also has a small material variation, and it is possible to improve production stability and productivity in various fields using a high-strength steel sheet.

Abstract

　ＴＳ９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、材質ばらつきの小さい高強度鋼板の製造方法を提供する。　特定の組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延したのち、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の温度域に加熱して鋼組織がオーステナイト単相となるように焼鈍し、次いでＶ℃／秒で５００℃以下に冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法；ただし、ＴはＴ℃≧Ａｃ３点かつ（Ｔ＋４０）℃での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度範囲から選ばれた温度であり、Ｖは（Ｔ＋４０）℃から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する冷却速度範囲から選ばれた冷却速度である。

Description

高強度鋼板の製造方法
　本発明は、自動車等の部材用として好適な高強度鋼板の製造方法に係り、特に製造する高強度鋼板の材質ばらつきが小さく、材質安定性 (mechanical property homogeneity)に優れた高強度鋼板を製造する方法に関する。
　  
　近年、地球環境保全の見地からＣＯ２排出量削減の要求が大きく、自動車車体に関しても、ＣＯ２排出量削減のため、軽量化が求められている。そのため、自動車の種々の部材へ高強度鋼が適用されており、最近では引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板も車体に適用されている。ここで、ＴＳ９８０ＭＰａ級以上の鋼板では、優れた成形性 (press formability)を得るため、軟質相であるフェライトと種々の硬質相を組み合わせた複合組織を有する鋼板が種々開発されている。
　上記したような、フェライトと種々の硬質相を組み合わせた複合組織を有する鋼板の引張強度は、フェライト相と硬質相の分率により大きく影響される。また、その製造に際しては特許文献１等に示されるように、フェライト－オーステナイトの二相域焼鈍を行うことが一般的である。
　一方、このような複合組織を有する高強度鋼板をプレス成形して製造する際、材質ばらつき、特に引張強度のばらつきにより、割れや形状不良の不具合が発生しやすい。これらの不都合が発生すると、自動車部品等の製造の効率が低下しコストアップの要因となる。そこで、材質ばらつき (Scattering of mechanical property)を低減した鋼板が求められていた。
　ここで、材質ばらつきを低減し、材質安定性に優れた鋼板を提供する技術として、特許文献２では、面積率で、７５％以上のフェライト相と、１．０％以上のベイニティックフェライト相と、１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満で、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たす鋼組織を有する材質安定性と加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献２には、上記各相の面積率を適正に制御することにより、材質安定性を確保することが開示されている。
　特許文献３では、材質変動の原因として熱間圧延後の巻取温度の変動に着目し、Ｃｒの含有量を最適化することで、巻取温度の変動に対する材質安定性を確保した、材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法が提案されている。また、その実施例には、ＴＳ８１５ＭＰａ（８３．１ｋｇ／ｍｍ２）以下の高強度溶融亜鉛めっき鋼板について、ＴＳの巻取温度依存性が小さく、巻取温度の変動に対する材質安定性に優れることが開示されている。
　特許文献４では、フェライトおよびマルテンサイトを主体とする複合組織からなり、引張強度が７８０ＭＰａ～１１８０ＭＰａの強度域におけるスポット溶接性および材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する技術が提案されている。特許文献４には、ＣｒおよびＭｏを必須成分として微量添加し、かつＭｎ量を多くすることにより特に材質の安定性を図ることが開示されている。
　特許文献５では、ＴＳ７８０ＭＰａ以上の鋼に対して、鋼素材の組成および熱間圧延条件を適正化することによって、冷間圧延以降の工程において微細な炭化物を析出させてフェライトを有効に強化し、フェライトを微細化して、加工性ならびに材質安定性に優れた高強度鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献５では、材質安定性の目標値は、板幅方向中央部と板幅方向（１/４）部の引張強度差の絶対値が、引張強度の１０％以内、好ましくは５％以内としている。また、その製造方法として、均一微細な組織を有する冷延焼鈍板とするため、オーステナイト単相組織となる温度であるＡｃ３点以上の温度で焼鈍すること、特に材質安定性が要求される場合は、フェライトの生成量を安定させるため、冷却前のオーステナイト平均粒径を４μｍ以下とすることが好ましいことが開示されている。
　さらに、特許文献６、特許文献７には、フェライトとベイナイトを主体とした均一組織としたうえで、オーステナイト中のＣ濃度が低い不安定な残留オーステナイトを有する混合組織とし、成形性と衝突エネルギー吸収特性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ以上あるいはＴＳ７００ＭＰａ以上の鋼板を得る技術が提案されている。特許文献６、特許文献７には、その製造方法として、連続焼鈍後の組織を均一微細化するために、オーステナイト単相組織となる温度以上に加熱して連続焼鈍し、所定の冷却速度で冷却後保持することが開示されている。
特開平０６－１４５７８８号公報 特開２０１１－１６８８７７号公報 特開平１１－２９３３９６号公報 特開２００５－３２０５６１号公報 特開２００７－００２２７６号公報 特開２００８－２１４６４５号公報 特開２００８－２３１５４１号公報
　例えば、特許文献２～４に示されるように、フェライト－オーステナイトの二相域焼鈍により複合組織を有する鋼板を製造する場合、フェライト分率は焼鈍温度に依存して変化する。連続焼鈍ラインでは、異なる板厚や板幅の鋼板を接合して連続的に生産するため、鋼板の温度が鋼板の断面積や通板速度に依存して変化する。また、鋼板の幅方向や長手方向でも温度分布が生じる。このような焼鈍温度自体の変化や温度分布の変化を考慮すると、連続焼鈍により本発明が対象とするような高強度鋼板を製造する際には、焼鈍温度は目標焼鈍温度±２０℃程度の温度範囲、すなわち焼鈍温度範囲として４０℃程度の範囲で変動することが想定される。なお、本発明で対象とする鋼板は、板厚が０．６ｍｍ～３．２ｍｍ程度、板幅が６００ｍｍ～１８００ｍｍ程度、長さが２０００ｍ程度以下である。
　ここで、特許文献２では、その実施例を参照すると、得られている鋼板のＴＳは６６１ＭＰａ以下であり、また、特許文献３でも、上記したように対象となる鋼板のＴＳは８１５ＭＰａ以下である。
　これらの技術では、同様の効果を確保しつつＴＳ９８０ＭＰａ以上の鋼板を得ることができるかどうかは不明である。
　さらに、これらの技術では、上記したような温度範囲で焼鈍温度が変動した場合のＴＳ９８０ＭＰａ級の強度レベルでの材質安定性については検討されていない。
　また、特許文献４は、上述したようにＣｒおよびＭｏを必須成分として添加し、その含有量を所定範囲に制御し、かつＭｎ量を多くすることで材質の安定性を図る技術である。なお、特許文献４では、Ｍｎ＝２．９５質量％、Ｃｒ＝０．３２質量％、Ｍｏ＝０．２８質量％の鋼について、所定の冷却条件とする場合に焼鈍温度を８２０℃以上に制御することで材質ばらつきが認められないことが開示されている。また上記鋼について、比較的広い冷却速度範囲の場合、焼鈍温度：約８３２～８６４℃すなわち焼鈍温度に３２℃の温度幅を許容しても材質ばらつきが低減されていることは開示されている。しかし、特許文献４では、多量のＭｎおよびＣｒ、Ｍｏを含有しない場合に材質ばらつきを低減することについては、検討されていない。このため、特許文献４では、本発明が対象とするような、焼鈍温度が４０℃程度の温度範囲で変動する場合に材質ばらつきを４０ＭＰａ以下に低減できるかどうかは不明である。
　特許文献５では上記したように、連続焼鈍時の焼鈍温度について、一旦冷延鋼板をオーステナイト単相組織となる温度であるＡｃ３点以上の温度に加熱することが開示される。しかし、特許文献５では、焼鈍温度が変動した場合に材質安定性を確保することについて、検討されていない。また、特許文献６、特許文献７も同様に、連続焼鈍時の焼鈍温度について、一旦冷延鋼板をオーステナイト単相組織となる温度であるＡｃ３点以上の温度に加熱することが開示される。しかし、特許文献６、特許文献７では、焼鈍温度が変動した場合に材質安定性を確保することについて、検討されていない。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、ＴＳ９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、しかも従来よりも材質ばらつきの小さい、すなわち、引張強度の焼鈍温度依存性が小さい高強度鋼板の製造方法を提供するものである。ここで材質ばらつきが小さいあるいは焼鈍温度依存性が小さいとは、具体的には、焼鈍温度範囲４０℃での引張強度（ＴＳ）の最小値と最大値の差が４０ＭＰａ以下であることを言う。また、本発明において鋼板とは、鋼板をコイル形状に巻き取ったもの、いわゆる鋼板コイルを含み、また、表面に溶融亜鉛めっきなど、めっきを施したものを含む。
　発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、フェライト－オーステナイトの二相域焼鈍にて製造されるＴＳが９８０ＭＰａ以上の鋼板の材質ばらつきの原因は、フェライト－オーステナイト二相域焼鈍時にフェライトおよびオーステナイト相の分率が焼鈍温度に依存して変化し、その相違が最終組織まで完全には解消されないためであることを知見した。上記したように、連続焼鈍により高強度鋼板を製造する際には、焼鈍温度が目標焼鈍温度±２０℃程度の温度範囲で変動することが想定される。発明者らは、材質ばらつき低減のためには、このような温度範囲でのフェライトとオーステナイトの分率変化を小さくすることが必要であると考えて鋭意検討し、以下の１）および２）の知見を見出した。
１）オーステナイト単相域焼鈍でも、焼鈍時のオーステナイト平均粒径が３μｍ超となると、冷却中のフェライト変態の粒径依存性がでてくるため、ＴＳの焼鈍温度依存性が大きくなる。
２）冷却中に開始するフェライト変態のフェライト変態温度が７５０℃以下である場合には、フェライト変態開始後のフェライト変態増加が急激であるため、冷却後の温度制御のばらつきによって、ＴＳの焼鈍温度依存性が大きくなる傾向にある。また、焼鈍温度が目標焼鈍温度±２０℃程度の温度範囲で変動した場合は、同じ冷却速度であっても、焼鈍温度が高い方がフェライト変態開始温度は低くなる。
　これらの知見に基づき、発明者らは、焼鈍温度が目標焼鈍温度±２０℃の温度範囲、すなわち焼鈍温度が４０℃変動しても、Ａｃ３点以上かつオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度域に加熱して鋼組織がオーステナイト単相となるように焼鈍し、さらに、フェライト変態が７５０℃超えの温度域で開始する冷却速度で冷却することにより、ＴＳのばらつきを４０ＭＰａ以下に低減できることを見出した。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：１．０～３．５％、Ｐ：０．００１～０．０４０％、Ｓ：０．０００１～０．０１０％、Ｎ：０．０００１～０．００６０％、Ａｌ：０．０１～１．５％を含有し、さらにＴｉ：０．０１～０．２０％、Ｎｂ：０．０１～０．２０％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延したのち、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の温度域に加熱して鋼組織がオーステナイト単相となるように焼鈍し、次いでＶ℃／秒で５００℃以下に冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法；ただし、ＴはＴ℃≧Ａｃ３点かつ（Ｔ＋４０）℃での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度範囲から選ばれた温度であり、Ｖは（Ｔ＋４０）℃から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する冷却速度範囲から選ばれた冷却速度である。
　［２］［１］に記載の組成を有する鋼スラブを、スラブ温度：１１００～１３００℃、仕上げ圧延温度：８００～９５０℃として前記熱間圧延を施した後、仕上げ圧延温度～７５０℃の温度域を平均冷却速度：５～２００℃／秒として冷却して巻取り、酸洗し、冷間圧延したのち、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の温度域に加熱して該温度域で１０～５００秒保持し、次いでＶ℃／秒で５００℃以下に冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法；ただし、ＴはＴ℃≧Ａｃ３点かつ（Ｔ＋４０）℃での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度範囲から選ばれた温度であり、Ｖは（Ｔ＋４０）℃から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する冷却速度範囲から選ばれた冷却速度である。
　［３］前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｍｏ：０．００５～１．００％、Ｃｒ：０．００５～２．００％、Ｎｉ：０．００５～２．００％、Ｃｕ：０．００５～２．００％、Ｖ：０．００５～１．００％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　［４］前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１～０．０１％、ＲＥＭ：０．００１～０．０１％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成を有することを特徴とする［１］～［３］のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の鋼において、同一成分の実機製造鋼板の全長全幅のＴＳの変動を、通板条件によらず４０ＭＰａ以下とすることができる。そして、本発明により得られる材質ばらつきの小さい高強度鋼板により、高強度自動車部品を効率よく安定的に生産することができる。さらに、特に好ましい製造条件に限定することで、上記ＴＳの変動を２０ＭＰａ以下とすることができる。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明において、鋼スラブの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
　Ｃ：０．０５～０．３０％以下
　Ｃは硬質相の分率を増加させることによりＴＳを上昇させる元素である。Ｃはまたオーステナイト中に濃化することにより室温でオーステナイトを存在させる。このためＣは本発明には不可欠の元素である。９８０ＭＰａ以上のＴＳを得るためには、０．０５％以上のＣ量が必要である。しかし、Ｃ量が０．３０％を超えるとスポット溶接性が著しく劣化し、また鋼板が硬くなることにより製造性も低下する傾向にある。そのため、Ｃ量は０．０５％以上０．３０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．１０％以上０．２６％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～２．０％
　Ｓｉは、固溶強化により強度向上に寄与する元素である。また、Ｓｉは冷却中のフェライト変態速度を増加させて、最終組織のフェライト分率を安定化できる。これらの効果はＳｉ量を０．０１％以上とすることで発現する。しかし、Ｓｉ量が２．０％超えとなると、Ａｃ３点が著しく上昇するため、オーステナイト単相域焼鈍が困難となる。さらにはＳｉが鋼板表面に酸化物として濃化し、化成処理不良や不めっき等の表面欠陥の原因となる。それ故、Ｓｉ量は０．０１％以上２．０％以下に限定した。好ましくは０．４％以上１．５％以下、さらに好ましくは０．４％以上１．０％以下である。
　Ｍｎ：１．０～３．５％
　Ｍｎは、強度向上に寄与し、この効果はＭｎを１．０％以上含有することで認められる。一方、３．５％を超えて過度にＭｎを含有すると、Ｍｎの偏析などに起因して材質が劣化したり、溶接性が低下したりする。それ故、Ｍｎ量は１．０％以上３．５％以下に限定した。好ましくは１．５％以上３．０％以下である。
　Ｐ：０．００１～０．０４０％
　Ｐは、強度向上に寄与する元素である。その反面、Ｐは溶接性を劣化させる元素でもある。Ｐ量が０．０４０％を超えると溶接性を顕著に劣化させる。一方、０．００１％未満とするような過度のＰ低減は製鋼工程における製造コストの増加を伴う。それ故、Ｐ量は０．００１％以上０．０４０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．００１％以上０．０２５％以下、より好ましくは０．００１％以上０．０１５％以下である。
　Ｓ：０．０００１～０．０１０％
　Ｓ量が増加すると熱間赤熱脆性 (hot shortness)の原因となり、製造工程上不具合を生じる場合がある。またＳは介在物ＭｎＳを形成し、冷間圧延後に板状の介在物として存在することにより、特に材料の極限変形能を低下させ、したがって、伸び、曲げ性などの成形性を低下させる。Ｓ量が０．０１０％までは、上記したような問題はない。一方、０．０００１％未満とするような過度のＳ量の低減は、製鋼工程における脱硫コストの増加を伴う。それ故、Ｓ量は０．０００１％以上０．０１０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．０００１％以上０．００３０％以下である。
　Ｎ：０．０００１～０．００６０％
　組織強化鋼の材料特性に及ぼすＮの影響はあまり大きくない。Ｎ量が０．００６０％以下であれば本発明の効果を損なわない。一方、フェライトの清浄化による延性向上の観点からはＮ量は少ないほうが望ましい。しかし、Ｎ量を０．０００１％未満とするような過度のＮ量の低減は、製鋼上のコストの増大を招く。このため、Ｎ量の下限は０．０００１％とし、Ｎ量は０．０００１％以上０．００６０％以下の範囲とした。
　Ａｌ：０．０１～１．５％
　Ａｌは、製鋼工程において脱酸剤として有効な元素である。さらに、Ａｌは焼鈍後の冷却時にフェライト変態を促進させることにより、最終組織のフェライト分率を安定化できる。このような効果を得るには、Ａｌを０．０１％以上添加することが必要である。一方、１．５％を超えてＡｌを添加すると、鋼成分コストの増大を招くだけでなく、Ａｃ３点を著しく上昇させるため、オーステナイト単相域焼鈍が困難となる。それ故、Ａｌ量は０．０１％以上１．５％以下の範囲に限定した。好ましくは０．０２％以上１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。
　本発明では、さらにＴｉ：０．０１～０．２０％、Ｎｂ：０．０１～０．２０％のうちから選ばれた１種または２種を含有する成分組成とする。
　Ｔｉ：０．０１～０．２０％
　Ｔｉは、鋼中でＣまたはＮと微細炭化物や微細窒化物を形成することにより、焼鈍時のオーステナイト粒を微細化することができる。このようなＴｉによるオーステナイト粒の微細化は、焼鈍後の冷却中におけるフェライト変態を促進し、その結果最終組織のフェライト分率を安定化できる。これらの効果を得るためには、０．０１％以上のＴｉが必要である。Ｔｉ量が、０．２０％を超えると、この効果は飽和する。従って、Ｔｉ量は０．０１％以上０．２０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．０１％以上０．１５％以下の範囲である。
　Ｎｂ：０．０１～０．２０％
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に、鋼中でＣまたはＮと微細炭化物や微細窒化物を形成することにより、焼鈍時に微細なオーステナイト粒を得ることができ、その結果冷却中のフェライト変態を促進することができる。Ｎｂは、この効果により最終組織のフェライト分率を安定化できる。このような効果を得るためには、Ｎｂ量を０．０１％以上とする必要がある。Ｎｂ量が０．２０％を超えると、この効果は飽和する。従って、Ｎｂ量は０．０１％以上０．２０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．０１％以上０．１５％以下の範囲である。
　本発明の製造方法にて用いる鋼スラブは、上記の成分組成を必須とし、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成からなるものである。また、上記鋼スラブは、必要に応じて、質量％で、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｍｏ：０．００５～１．００％、Ｃｒ：０．００５～２．００％、Ｎｉ：０．００５～２．００％、Ｃｕ：０．００５～２．００％、Ｖ：０．００５～１．００％のうちから選ばれた１種または２種以上や、質量％で、Ｃａ：０．００１～０．０１％、ＲＥＭ：０．００１～０．０１％のうちから選ばれた１種または２種を、個別にあるいは同時に適宜含有させることができる。
　Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｍｏ：０．００５～１．００％、Ｃｒ：０．００５～２．００％、Ｎｉ：０．００５～２．００％、Ｃｕ：０．００５～２．００％、Ｖ：０．００５～１．００％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖは、焼鈍後の焼入れ性向上により、ＴＳ確保を容易とするために添加することができる。上記したＢの効果はＢ量を０．０００１％以上にすることで発現し、Ｂ量が０．０１％で飽和する。このため、Ｂを添加する場合、Ｂ量は０．０００１％以上０．０１％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。上記したＭｏの効果はＭｏ量を０．００５％以上にすることで発現し、Ｍｏ量が１．００％で飽和する。よってＭｏを添加する場合、Ｍｏ量は０．００５％以上１．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．５０％以下、より好ましくは０．０２％以上０．３０％以下である。上記したＣｒの効果はＣｒ量を０．００５％以上にすることで発現し、Ｃｒ量が２．００％で飽和する。よってＣｒを添加する場合、Ｃｒ量は０．００５％以上２．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上１．００％以下である。上記したＮｉの効果はＮｉ量を０．００５％以上にすることで発現し、Ｎｉ量が２．００％で飽和する。よってＮｉを添加する場合、Ｎｉ量は０．００５％以上２．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上１．００％以下である。上記したＣｕの効果はＣｕ量を０．００５％以上にすることで発現し、Ｃｕ量が２．００％で飽和する。よってＣｕを添加する場合、Ｃｕ量は０．００５％以上２．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上１．００％以下である。上記したＶの効果はＶ量を０．００５％以上にすることで発現し、Ｖ量が１．００％で飽和する。よってＶを添加する場合、Ｖ量は０．００５％以上１．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．５％以下である。
　Ｃａ：０．００１～０．０１％、ＲＥＭ：０．００１～０．０１％のうちから選ばれた１種または２種
Ｃａ、ＲＥＭはＭｎＳなどの硫化物の形状を制御して成形性を向上させる効果があるため、添加することができる。上記したＣａの効果を得るため、Ｃａ量は０．００１％以上とする必要がある。一方、０．０１％を超えて多量にＣａを含有させても、その効果は飽和する傾向にある。よって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ量は０．００１％以上０．０１％以下、好ましくは０．００１％以上０．００５０％以下とする。上記したＲＥＭの効果を得るため、ＲＥＭ量は０．００１％以上とする必要がある。一方、０．０１％を超えて多量にＲＥＭを含有させても、その効果は飽和する傾向にある。よって、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ量は０．００１％以上 ０．０１％以下、好ましくは０．００１％以上０．００５０％以下とする。なお、ＲＥＭとは、希土類元素（rare earth metal）である。
　次に、本発明の製造条件について説明する。
　本発明の製造方法では、前記した成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延した後、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の温度域に加熱して鋼組織がオーステナイト単相となるように焼鈍し、次いでＶ℃／秒で５００℃以下に冷却する。ここで、ＴはＴ℃≧Ａｃ３点かつ（Ｔ＋４０）℃での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度範囲から選ばれた温度であり、Ｖは（Ｔ＋４０）℃から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する冷却速度範囲から選ばれた冷却速度である。以下これらの条件について詳細に説明する。
　Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の温度域に加熱して鋼組織がオーステナイト単相となるように焼鈍；ただし、ＴはＴ℃≧Ａｃ３点かつ（Ｔ＋４０）℃での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度
　前記したように、本発明が対象とするような高強度鋼板を製造する際には、焼鈍温度は目標焼鈍温度±２０℃程度の温度範囲、すなわち焼鈍温度範囲として４０℃程度の範囲で変動する。このような高強度鋼板の製造において、目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０）℃とすると、実際に製造する際の焼鈍温度は、少なくともＴ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の温度域の範囲内となる。すなわち、目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０）℃として焼鈍すれば、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の温度域に加熱して焼鈍することとなる。なおここでＴ℃は目標焼鈍温度により適宜定まる温度である。また、目標焼鈍温度は、所望の材料特性により定めることができる。
　このような焼鈍において、材質ばらつきを低下させるためには、焼鈍時の鋼組織をオーステナイト単相とすることが必要である。焼鈍温度がＡｃ３点未満の場合、焼鈍時にフェライトが生成するため、引張強度の焼鈍温度依存性が所定の範囲とならない。そのため焼鈍温度はＡｃ３点以上とする必要がある。目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０）℃として製造する場合、焼鈍温度の変動を考慮すると、最も低い焼鈍温度はＴ℃となる。したがって、本発明においては、Ｔ℃をＡｃ３点以上とする必要がある。好ましくは、Ｔ℃は（Ａｃ３＋１５）℃以上である。
　一方、焼鈍時のオーステナイト平均粒径が３μｍを超えて大きくなると、冷却中のフェライト変態への影響が大きくなる。すなわち、焼鈍中のオーステナイト平均粒径が３μｍを超えると、焼鈍中のオーステナイト粒径が大きいほど冷却中のフェライト変態が遅くなり、ＴＳの焼鈍温度依存性が大きくなる。ここで、焼鈍中の結晶粒径は焼鈍温度が高くなるほど大きくなる。また、目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０）℃として製造する場合、焼鈍温度の変動を考慮すると、最も高い焼鈍温度は（Ｔ＋４０）℃となる。したがって、（Ｔ＋４０）℃での焼鈍におけるオーステナイト平均粒径を３μｍ以下とする必要がある。なお、（Ｔ＋４０）℃における鋼板のオーステナイト平均粒径を２μｍ以下とすることが好ましい。
　ここでＡｃ３点は以下の式で求められる。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３√Ｃ(％)－３０Ｍｎ(％)＋４４．７Ｓｉ(％)＋７００Ｐ(％)＋１００Ａｌ(％)＋３１．５Ｍｏ(％)－１１Ｃｒ(％)－１５．２Ｎｉ(％)－２０Ｃｕ(％)＋１０４Ｖ(％)
ただし、式中のＭ（％）は、元素Ｍの含有量（質量％）をあらわす。
　実際に焼鈍中にオーステナイト単相となっているか否かは、所定条件で焼鈍し、焼鈍直後に水焼入れを行い、鋼組織を観察することで確認することができる。焼鈍中に鋼板のオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となっているか否かは、所定条件で焼鈍し、焼鈍直後に水焼入れを行い、飽和ピクリン酸溶液により旧オーステナイト粒界 (Prior austainite grain boundary) を現出し、旧オーステナイト平均粒径を切断法により求めることで、確認することができる。
　Ｖ℃／秒で５００℃以下に冷却；ただし、Ｖは（Ｔ＋４０）℃から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する速度
　この条件は本発明のもう一つの重要な条件である。上記焼鈍温度域から５００℃までの温度域は、フェライト変態に大きく影響する温度域である。冷却中にフェライト変態が開始する。このフェライト変態開始温度（フェライト変態温度）が７５０℃以下である場合には、フェライト変態開始後のフェライト変態の増加が急激となる。このため、冷却後の温度のばらつきによって、ＴＳの焼鈍温度依存性が大きくなる傾向にある。
　また、前記したように、同じ冷却速度であっても冷却の始点の温度が高いほうが、フェライト変態温度は低くなる。したがって、目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０）℃として製造する場合、焼鈍温度の変動を考慮すると、（Ｔ＋４０）℃から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する速度Ｖで冷却することが必要となる。この場合のは、ガス冷却が好ましい。また、空冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて、上記冷却を行うことも可能である。また、この冷却速度は所定の温度に加熱した鋼板の種々の冷却速度での熱膨張率変化を測定することにより求めることができる。好ましい冷却速度（Ｖ）は０．１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下、より好ましくは５℃／ｓ以上１５℃／ｓ以下である。
　次に上記した本発明について、好ましい製造方法を例示して説明する。
まず、上記の成分組成に調製された溶鋼から、連続鋳造法または造塊－分塊法でスラブを製造する。ついで、得られたスラブを、冷却後、再加熱したのち、あるいは鋳造後加熱処理を経ずにそのまま、スラブ温度を１１００～１３００℃として熱間圧延を行うことが好ましい。なお、スラブを再加熱する場合は、スラブ温度はスラブ加熱温度ともいう。スラブを加熱する場合には、スラブ加熱温度を１１００～１３００℃とし、スラブ中に析出したＴｉおよびＮｂの炭窒化物を溶解させる。熱間圧延は、仕上げ圧延温度（finish rolling delivery temperature）を８００～９５０℃として行うことが好ましい。次いで、フェライト相とパーライト相の２相からなるバンド状組織の生成を抑制するため、仕上げ圧延温度～７５０℃の温度域を平均冷却速度：５～２００℃／秒として冷却して巻取り、熱延板とすることが好ましい。次いで得られた熱延板を酸洗後、冷間圧延により所望の板厚の冷延板とする。冷間圧延の圧下率は、組織の均一化のために３０％以上とすることが望ましい。次いで、得られた冷延板に焼鈍を施す。焼鈍工程では、上記したように、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の温度域に加熱して、該温度域で１０～５００秒保持し、次いでＶ℃／秒で５００℃以下に冷却する。
以下、上記した好ましい製造条件の詳細について説明する。
　スラブ温度：１１００～１３００℃
　鋼スラブを一旦冷却した場合、加熱する前の段階で存在している粗大なＴｉ系析出物 (titanium series precipitation)やＮｂ系析出物は、最終的に得られる鋼板内でも粗大な析出物として存在する。このような粗大な析出物が存在すると、冷間圧延後の焼鈍時にオーステナイト平均粒径を安定して３μｍ以下とすることが困難となる。このため、鋼スラブの鋳造時に析出したＴｉ系析出物やＮｂ系析出物を熱間圧延前に再溶解 (re-dissolution)させる必要があり、スラブ温度を１１００℃以上とし、鋼スラブ中の粗大な析出物を溶解する。また、スラブ表層を、酸化物（スケール）として除去することにより、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥を除去し、鋼板表面の亀裂、凹凸 (concavity and convexity)を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からは、熱間圧延前のスラブ温度は１１５０℃以上とすることが好ましい。一方、スラブ温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、焼鈍時にオーステナイト平均粒径を安定して３μｍ以下とすることが困難となる。したがって、スラブ温度は１１００℃以上１３００℃以下の範囲とした。
　仕上げ圧延温度：８００～９５０℃
　仕上げ圧延温度が８００℃未満では、熱間圧延時の負荷荷重が大きく、安定した熱間圧延が困難である。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大する。このため、地鉄 (steel)－酸化物界面が荒れて酸洗後の鋼板表面の凹凸が大きくなり、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後にスケールの取れ残りなどが存在しやすくなり、鋼板の表面性状に悪影響を及ぼす。従って、仕上げ圧延温度は８００℃以上９５０℃以下とした。仕上げ圧延温度は、８５０℃以上９３０℃以下とすることが好ましい。
　仕上げ圧延温度～７５０℃の温度域での平均冷却速度：５～２００℃／秒
　仕上げ圧延温度から７５０℃までの温度域での平均冷却速度が５℃／秒未満であると、熱間圧延後に再結晶、粒成長して熱延板組織が粗大化すると共に、フェライトとパーライトが層状に形成されたバンド状組織となる。このようなバンド状組織を有する熱延板を冷間圧延し焼鈍すると、成分の濃度ムラが生じた状態で熱処理（焼鈍）されるため、焼鈍時のオーステナイト粒径が不均一となり、焼鈍時のオーステナイト平均粒径を安定して３μｍ以下とすることが困難となる。このため、仕上げ圧延温度～７５０℃の温度域での平均冷却速度は５℃／秒以上とした。一方、当該温度域における平均冷却速度が２００℃／秒を超えても効果は飽和する傾向にある。そこで、当該温度域における平均冷却速度は５℃／秒以上２００℃／秒以下の範囲とした。
　なお、上記した仕上げ圧延後の冷却の後、常法に従い、コイル形状に巻取り、熱延板とする。この際、巻取り温度が６５０℃を超えると、熱延板におけるスケール厚が増加し、酸洗、冷間圧延後の表面が荒れて大きな凹凸が形成された鋼板表面となり、鋼板の表面性状に悪影響を及ぼす。一方、巻取り温度が３５０℃未満では熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する。従って、巻取り温度は３５０℃以上６５０℃以下の範囲とすることが好ましい。また、熱延板中で析出物を効率的に析出させて組織の微細化および特性向上を図るためには、巻き取り温度は５５０℃以下とすることが好ましい。
　酸洗、冷間圧延
　得られた熱延板には、常法に従い酸洗を施し、次いで所望の板厚まで冷間圧延を行う。酸洗の条件については、特に制限は無く、塩酸での酸洗など、従来公知の方法に従って行えばよい。冷間圧延についても特に制限は無く、従来公知の方法に従って行えばよい。なお、冷間圧延の圧下率は、特に限定するものではない。本発明では冷間圧延の圧下率を、組織の均一化のために３０％以上とすることが好ましい。
　焼鈍条件：Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の温度域に加熱して該温度域で１０～５００秒保持
　前記のように、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下に加熱して焼鈍する。この際、当該焼鈍温度域における保持時間を１０秒以上とすることで、鋼板組織を安定してオーステナイト単相とすることができる。保持時間が１０秒未満では焼鈍中にオーステナイト単相にならない場合がある。オーステナイト単相が得られないと、不均一な組織となり、ＴＳの焼鈍温度依存性が所定の範囲とならない場合がある。一方、長時間焼鈍によりオーステナイト粒（γ粒）は成長し粗大化する傾向にあり、上記の焼鈍温度域における保持時間が５００秒を超えると、（Ｔ＋４０）℃での焼鈍において、オーステナイト平均粒径を安定して３μｍ以下とすることが困難となる。したがって、上記焼鈍温度域での保持時間は、１０秒以上５００秒以下とした。好ましくは２０秒以上３００秒以下である。
　Ｖ℃／秒で５００℃以下に冷却
　上記焼鈍に引き続き、前記したように、Ｖ℃／秒で５００℃以下に冷却する。すなわち、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の焼鈍温度から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する速度Ｖで少なくとも５００℃まで冷却する。なお、５００℃以下の冷却に関しては、特に限定する必要は無く、例えば室温まで該冷却速度で冷却してもよいし、室温～５００℃の間の所定温度まで該冷却速度で冷却を続けてもよい。また、５００℃以下に冷却後、３５０～５００℃の温度域、好ましくは３７０～４５０℃の温度域に３０秒以上保持すると、残留オーステナイトを生成させることができる場合があり、残留オーステナイトにより延性が向上するため好ましい。また、３５０℃未満の温度にいったん冷却した後、３５０℃以上６００℃以下に再加熱すると伸びフランジ性を向上させることができるため好ましい。
　上記５００℃以下までの所定の冷却速度での冷却の後、めっき処理を施してもよい。例えば、該冷却後、連続して溶融亜鉛めっきもしくは合金化溶融亜鉛めっきを付与してもかまわない。また、最終的に得られた鋼板に、形状矯正や表面粗度調整の目的から調質圧延（スキンパス圧延ともいう）を行ってもかまわない。なお、過度にスキンパス圧延を行うと過多に歪が導入される結果、結晶粒が展伸され圧延加工組織となり、伸びや曲げ性が低下するため、スキンパス圧延の圧下率は伸び率で０．１～１．５％程度とすることが好ましい。
　次に、上記した本発明の高強度鋼板の製造方法により得られる鋼板の好ましい鋼組織について説明する。本発明における好ましい鋼組織は、フェライト相の体積分率が２０％以上７０％未満、該フェライト相の平均結晶粒径が２μｍ以下であり、粒径２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物を１００個／μｍ２以上有する鋼組織である。上記のようにして製造することにより、目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０）℃として焼鈍した場合に、焼鈍温度がばらついても、すなわち焼鈍温度がＴ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の範囲で変動しても、フェライト相の体積分率が２０％以上７０％未満、該フェライト相の平均結晶粒径が２μｍ以下であり、粒径２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物を１００個／μｍ２以上有する鋼組織を有する鋼板を得ることが可能である。
以下好ましい鋼組織について説明する。
　フェライト相の体積分率を２０％以上とすることで、ＴＳ－伸びバランスを良好とする、具体的にはＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％とすることができる。
　フェライト相の体積分率を２０％以上とすることで、鋼板強度の上限が低下し、ばらつきを低減できる効果がある。一方、フェライト相の体積分率が７０％以上となると、ＴＳ９８０ＭＰａ以上を確保するために、ＭｎやＳｉなどの強化元素を多量に添加する必要が生じる場合がある。よって、フェライト相は体積分率で２０％以上７０％未満とすることが好ましい。より好ましいフェライト相の体積分率は４０％以上６０％以下の範囲である。フェライト相の平均結晶粒径を２μｍ以下とすることで、均一微細な組織が得られ、曲げ特性が向上するとともに、材質ばらつきをさらに低減できる。より好ましくは、０．３μｍ以上１μｍ以下である。また、粒径２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物を１００個／μｍ２以上を含有する組織とすることにより、最終組織をより均一微細化することが可能となり、材質ばらつきをさらに低減できる。なお、フェライト相の体積分率およびフェライト相の平均粒径や炭化物の粒径や個数は、成分および焼鈍後の冷却速度等を調整することにより適宜調整が可能である。
　得られる鋼板の鋼組織を、さらに、体積分率で１％以上３０％以下のベイナイトを有するとともにフェライトの体積分率とベイナイトの体積分率の合計を８４％以下とし、体積分率で１％以上２０％以下のオーステナイト（残留オーステナイト）、体積分率で１％以上４０％以下のマルテンサイトを有し、かつベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトの平均粒径を２μｍ以下とすることが、より好ましい。
　室温でオーステナイトを生成させるために、ベイナイト相を体積分率で１％以上生成させることが好ましい。一方で、多量にベイナイト相を含有するとＴＳ９８０ＭＰａ以上の確保が困難となり、曲げ性も劣化するため、ベイナイト相の体積分率は３０％以下とすることが好ましい。フェライト相とベイナイト相の体積分率の合計が８４％を超えると、ＴＳ９８０ＭＰａ以上の確保が困難となるとともに曲げ性が劣化するため、８４％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、合計で７５％以下である。
　オーステナイトは延性を確保するために好ましい組織であり、体積分率で１％以上含有することが好ましい。オーステナイトは３％以上の含有でＴＳ×Ｅｌ≧２００００ＭＰａ・％を達成できるため、オーステナイトの体積分率は３％以上とすることが好ましい。一方、オーステナイトが体積分率で２０％を超えて過剰に存在すると、曲げ性が劣化する。このため、オーステナイトの体積分率は１％以上２０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは３％以上２０％以下、より好ましくは５％以上１７％以下である。
　マルテンサイトはＴＳを確保するために好ましい組織であり、その効果は体積分率を１％以上とすることで発現する。一方、マルテンサイトを体積分率で４０％を超えて過剰に含むと、曲げ性が劣化する。このため、マルテンサイトの体積分率は１％以上４０％以下とすることが好ましく、より好ましくは３％以上３０％以下であり、さらに好ましくは、１３％以上２０％以下である。
　またこれらの組織の微細化は、鋼板の伸びおよび曲げ性の向上に寄与する。また、軟質な領域と硬質な領域が粗に存在すると、変形が不均一となり曲げ性が劣化する。この点、フェライト相と、ベイナイト相やオーステナイト相やマルテンサイト相といった硬質相が均一微細に存在すると、プレス成形等における鋼板の加工時や車体が衝突変形する際の圧潰時に鋼板の変形が均一となる。よって、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトは微細化することが好ましく、具体的には、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトの平均粒径は２μｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは１μｍ以下である。一方、組織が細かすぎると降伏強度（ＹＳ）が急激に上昇し、成形性が低下するため、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトの平均粒径は０．３μｍ以上とすることが好ましい。なお、フェライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトの粒径は、本発明ではナイタールエッチングを施したサンプルをＳＥＭで観察した際に、同一と判別できる領域を一つの粒とみなして切断法により求めた値で規定した。
　また、上記以外の残部組織としては、パーライトが考えられる。これらは含有しないほうが成形性の面からは好ましい。本発明では、これらの合計量が体積分率で５％以下であればとくに大きな問題はない。
　表１に示す成分組成の鋼を実験室で真空溶解にて溶製し、表２－１、表２－２に示す種々の条件で熱間圧延、酸洗、圧下率：５０％の冷間圧延、連続焼鈍を施し、板厚が１．２ｍｍの冷延鋼板を製造した。ここで、表２－１、表２－２に示すように連続焼鈍温度は下記のように複数の条件を適用し、材質の焼鈍温度依存性を調査した。なお、本実施例では、表１に示すように、ＲＥＭはＹ（イットリウム）を用いた。また、表２－１、表２－２に示す仕上げ圧延温度からの平均冷却速度は、仕上げ圧延温度～７５０℃の温度域の平均冷却速度である。ここで、連続焼鈍は、目標焼鈍温度：（Ｔ＋２０）℃を想定して、表２－１、表２－２に示すＴ℃を定め、焼鈍温度のばらつきをシミュレイトするため、試験Ｎｏ．１～２６に示すように、焼鈍温度をＴ℃、（Ｔ＋２０）℃、（Ｔ＋４０）℃として焼鈍した。各々の温度で焼鈍した鋼板から試験片を採取してＴＳを求め、求めたＴＳの最大値と最小値の差ΔＴＳにより材質ばらつき評価した。ΔＴＳが４０ＭＰａ以下である場合、焼鈍温度依存性が小さく材質ばらつきが小さいと評価できる。得られた結果を表２－１、表２－２および表３－１、表３－２に示す。
　なお、焼鈍時のオーステナイト平均粒径の確認方法、引張特性の試験方法、鋼組織の観察方法を下記に示す。
（１）焼鈍時のオーステナイト平均粒径の確認方法
　所定の焼鈍温度で５００秒焼鈍を行った鋼板を水焼入れし、飽和ピクリン酸溶液により旧オーステナイト粒界を現出し、旧オーステナイト平均粒径を切断法により求めた。
（２）引張特性
　圧延方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験を行い評価した。
（３）鋼板の組織
　鋼板の圧延方向に平行な断面の１０００～３０００倍間の適切な倍率で板厚１／４位置のＳＥＭ写真を撮影してフェライト分率、ベイナイト分率を測定した。組織は、フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、を目視で判断し、組織分率は、画像解析により求め、これを各々の相の体積分率とした。オーステナイト相は鋼板を板厚１／４位置まで研削した後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面の積分強度を測定し、これらから残留オーステナイトの分率を求め、残留オーステナイトの体積分率とした。残部をマルテンサイト分率とした。すなわち、マルテンサイト体積分率は、組織全体（１００％）から、上記したフェライト相、ベイナイト相、パーライト相、および残留オーステナイトの体積分率を減じて求めた。
　フェライトの平均結晶粒径および硬質相（ベイナイト・オーステナイト・マルテンサイト）の平均粒径は、上記したように、ＳＥＭで粒と認識できる領域を一つの粒として切断法により平均粒径を求めた。
　析出物のサイズおよび個数は薄膜法により、鋼板の板厚１／４位置のＴＥＭ試料を作製し、フェライト部分に析出した析出物を透過法により２０万倍～３０万倍の倍率で観察し、フェライト中の析出物粒径および個数を測定した。
　また、焼鈍後の冷却中のフェライト変態開始温度は、次のようにして測定した。
所定板厚の鋼板（冷延未焼鈍板）を、幅３ｍｍ×長さ１０ｍｍに加工し、所定の温度（各々の試料の（Ｔ+４０）℃に該当する焼鈍温度）まで加熱し、５００秒保持後、１～１００℃／秒の種々の冷却速度で冷却し、冷却中の試験片の熱膨張率を測定し、その変化からフェライト変態開始点を決定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表２－１、表２－２に示しているように、発明例の製造方法では、焼鈍温度がＴ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の範囲で、ΔＴＳ≦４０ＭＰａを達成してＴＳの焼鈍温度依存性が小さく、かつ９８０ＭＰａ以上の高いＴＳを有し、すなわち材質ばらつきの小さい高強度鋼板を製造できることがわかる。比較例である試験Ｎｏ．２、試験Ｎｏ．５、試験Ｎｏ．９、試験Ｎｏ．１２は、（Ｔ＋４０）℃から５００℃までの冷却におけるフェライト析出温度が７５０℃以下であり、かつ（Ｔ＋４０）℃での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍを超えていた。また、比較例である試験Ｎｏ．８はＴ℃がＡｃ３点未満であった。試験Ｎｏ．１４は（Ｔ＋４０）℃での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下を満足するものの、（Ｔ＋４０）℃から５００℃までの冷却におけるフェライト変態開始温度が７５０℃以下であった。これらの比較例ではいずれも、ΔＴＳが４０ＭＰａを超えていた。また、試験Ｎｏ．１１は焼鈍時間が短いために８６０℃以下でフェライトが残留しオーステナイト単相となっておらず、その結果、ΔＴＳが４０ＭＰａを超えていた。また、試験Ｎｏ．１９～２２は、成分組成が本発明の範囲外であり、その結果、ＴＳが９８０ＭＰａ未満であるか、ΔＴＳが４０ＭＰａを超えていた。
　表１の鋼Ｄの組成の実機スラブを用いて、スラブ加熱温度１２３０℃、仕上げ圧延温度９００℃、熱間仕上げ圧延温度～７５０℃の温度域を平均冷却速度１００℃／秒で冷却し、５８０℃の温度でコイルに巻き取り鋼板（熱延鋼板）とした。ついで、この鋼板を酸洗後、圧下率５０％で冷間圧延して、板厚１．２ｍｍ、板幅１０００ｍｍ、長さ１０００ｍの鋼板（冷延鋼板）とし、コイル形状に巻取り、鋼板コイルとした。その後、鋼板コイルから鋼板を払い出しつつ、目標焼鈍温度を８３０℃、Ｔ℃を８１０℃として、保持時間１２０秒で焼鈍（連続焼鈍）し、焼鈍温度から５００℃までの平均冷却速度を１２℃／秒として５００℃以下まで冷却した。このようにして得た鋼板コイルの先端から１ｍ、長手中央、尾端から１ｍの３箇所で、板幅方向にエッジから５０ｍｍ、幅１／４、１／２の各点（計９点）より採取した試験片で引張試験を行った。各点における実測した焼鈍温度および引張試験結果を表４に示す。なお、板幅３／４位置および該エッジとは反対側のエッジから５０ｍｍ位置での焼鈍温度も測定した。該反対側での焼鈍温度は、各々表４に示す板幅１／４位置、エッジから５０ｍｍでの焼鈍温度とほぼ同等であった。引張試験の条件は実施例１と同様とした。表４に示すように、上記９点での求めたＴＳの最大値と最小値の差ΔＴＳは８ＭＰａであり、材質安定性に優れていることを確認した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本発明により、高い引張強度を有するだけでなく、材質ばらつきの小さい鋼板の製造が可能となり、高強度鋼板を用いる種々の分野での製造安定性および生産性向上が可能となる。

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：１．０～３．５％、Ｐ：０．００１～０．０４０％、Ｓ：０．０００１～０．０１０％、Ｎ：０．０００１～０．００６０％、Ａｌ：０．０１～１．５％を含有し、さらにＴｉ：０．０１～０．２０％、Ｎｂ：０．０１～０．２０％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延したのち、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の温度域に加熱して鋼組織がオーステナイト単相となるように焼鈍し、次いでＶ℃／秒で５００℃以下に冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法；ただし、ＴはＴ℃≧Ａｃ３点かつ（Ｔ＋４０）℃での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度範囲から選ばれた温度であり、Ｖは（Ｔ＋４０）℃から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する冷却速度範囲から選ばれた冷却速度である。
  2. 　請求項１に記載の組成を有する鋼スラブを、スラブ温度：１１００～１３００℃、仕上げ圧延温度：８００～９５０℃として前記熱間圧延を施した後、仕上げ圧延温度～７５０℃の温度域を平均冷却速度：５～２００℃／秒として冷却して巻取り、酸洗し、冷間圧延したのち、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０）℃以下の温度域に加熱して該温度域で１０～５００秒保持し、次いでＶ℃／秒で５００℃以下に冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法；ただし、ＴはＴ℃≧Ａｃ３点かつ（Ｔ＋４０）℃での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度範囲から選ばれた温度であり、Ｖは（Ｔ＋４０）℃から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する冷却速度範囲から選ばれた冷却速度である。
  3. 　前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｍｏ：０．００５～１．００％、Ｃｒ：０．００５～２．００％、Ｎｉ：０．００５～２．００％、Ｃｕ：０．００５～２．００％、Ｖ：０．００５～１．００％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有す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の製造方法。
  4. 　前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１～０．０１％、ＲＥＭ：０．００１～０．０１％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成を有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
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