WO2016157257A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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crystal grains
annealing
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河村　健二
典晃 ▲高▼坂
康弘 西村
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in punchability, suitable for application to a skeleton member of an automobile body, and having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, and a method for producing the same.
  • TS tensile strength
  • High-strength steel sheets are actively used as materials for automobile parts to reduce the weight of automobile bodies.
  • steel plates applied to structural members and reinforcing members of automobiles steel plates having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more have become mainstream.
  • TS tensile strength
  • Utilization of structure strengthening is effective for increasing the strength of a steel sheet, and there is a method of forming a composite structure composed of soft ferrite and hard martensite.
  • a steel sheet having this composite structure generally has good ductility, an excellent balance between strength and ductility (compatibility), and has relatively good press formability.
  • steel sheets with this composite structure have large material fluctuations such as tensile strength (TS) against changes in the annealing temperature and other conditions that occur during production in a normal continuous annealing line. It's easy to do.
  • high-strength steel sheets used as materials for automobile parts are formed by punching, so that punchability is required.
  • punchability is required.
  • there is little wear of the punch and the die that is, excellent continuous punchability, and there may be small fluctuations in the press formability of the punched end face and the vicinity thereof during continuous punching.
  • Patent Document 2 discloses a hot-rolled steel sheet that suppresses deterioration of punching workability by reducing the content of Ti-based nitride in the steel sheet.
  • a high-strength steel sheet having a TS of 780 MPa or more hard martensite is included in the steel structure in order to increase the strength. For this reason, when punching out the high-strength steel sheet, voids are generated at the interface between martensite and ferrite, and the subsequent press formability deteriorates. If the clearance at the time of punching is constant, the formability of the punched end face and the vicinity thereof is stable, but if the clearance changes, the damage of the steel sheet of the punched end face also changes, and it is difficult to perform stable continuous pressing. is there.
  • Patent Document 2 In the hot-rolled steel sheet of Patent Document 2, a structure composed of ferrite bainite mainly composed of ferrite is recommended. Therefore, the technique of Patent Document 2 does not address the above-described problem of the martensite-ferrite interface that occurs when the steel structure is a dual-phase structure steel mainly composed of ferrite and martensite. Furthermore, the evaluation described in Patent Document 2 is only an evaluation by punching with a constant clearance, and does not stabilize the formability of the punched end face when the clearance varies. The present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a high-strength steel sheet having a TS of 780 MPa or more excellent in punching workability and a method for producing the same.
  • the present inventors diligently studied various factors of formability fluctuations in the punched end face and the vicinity thereof when continuously punched.
  • the steel structure is a three-phase structure of ferrite phase, martensite phase, and bainite phase, and fine control of the average grain size of the grains in the martensite phase allows TS to be 780 MPa or more and excellent punching workability. It was found that a high-strength hot-dip galvanized steel sheet can be obtained.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] By mass%, C: 0.07% to 0.15%, Si: 0.01% to 0.50%, Mn: 2.0% to 3.0%, P: 0.00.
  • the composition contains the following, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and includes a ferrite phase, a martensite phase, and a bainite phase, and the martensite phase area ratio is 20% to 50%, Of these, the proportion of crystal grains having an average crystal grain size of less than 1.0 ⁇ m is 5 to 30% by area ratio, and the ratio of crystal grains having an average crystal grain diameter of 1.0 to 4.0 ⁇ m is 70 to 95 by area ratio. And a steel structure in which the proportion of crystal grains having an average crystal grain size exceeding 4.0 ⁇ m is less than 5% in terms of area ratio, and having a tensile strength of 780 MPa or more and excellent in punching workability .
  • the ratio of crystal grains having a major axis of 1.0 to 3.0 ⁇ m is less than 20% in terms of area ratio, and the major axis
  • the high-strength steel sheet according to [1], wherein the proportion of crystal grains having a diameter exceeding 3.0 ⁇ m is 80% or more in terms of area ratio.
  • the component composition further includes, by mass%, Mo: 0.05% to 1.00%, Cr: 0.05% to 1.00%, V: 0.02% to 0.50 %: Zr: 0.02% to 0.20%, B: 0.0001% to 0.0030%, Cu: 0.05% to 1.00%, Ni: 0.05% to 1
  • the component composition further includes, by mass%, Ca: 0.001% to 0.005%, Sb: 0.0030% to 0.0100%, REM: 0.001% to 0.005
  • a steel slab having the composition described in [1], [3] or [4] is hot-rolled, cold-rolled, subjected to primary annealing, and subjected to secondary annealing, and [1] to [ 4], wherein the primary annealing temperature is not less than Ac3 point and not more than Ac3 point and not more than 60 ° C., and is maintained at the primary annealing temperature.
  • the primary annealing time is 10 seconds or more and 200 seconds or less.
  • the annealing temperature satisfies the Ac3 point or less, and (primary annealing temperature ⁇ 80 ° C.) to (primary annealing temperature ⁇ 30 ° C.).
  • the secondary annealing time which is the time for holding at the secondary annealing temperature, is 10 seconds or more and 100 seconds or less.
  • the cooling in the secondary annealing is performed at a cooling stop temperature of 400 to 550 ° C.
  • Residence time at 400-550 ° C is 20 seconds or more and 100 seconds or less.
  • a high-strength steel sheet having a high tensile strength of 780 MPa or more and excellent punching workability can be obtained.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is applied to a skeleton member of an automobile body, it can greatly contribute to improvement of collision safety and weight reduction.
  • excellent in punching workability means that ⁇ derived by the method described in the examples is 10 or less and ⁇ / ave ⁇ 5-20 is 0.90 or more and 1.20 or less. means. Preferably, ⁇ is 8 or less, and ⁇ / ave ⁇ 5-20 is 1.00 or more and 1.15 or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is mass%, C: 0.07% to 0.15%, Si: 0.01% to 0.50%, Mn: 2.0% to 3.0% , P: 0.001% to 0.050%, S: 0.0005% to 0.010%, sol. Al: 0.005% to 0.100%, N: 0.0001% to 0.0060%, Ti: 0.01% to 0.10%, Nb: 0.01% to 0.10% It has the following composition, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities.
  • C 0.07% or more and 0.15% or less
  • C is an element effective for increasing the strength of a steel sheet, and contributes to increasing the strength by forming martensite. Further, C contributes to high strength by forming carbide forming elements such as Nb and Ti and fine carbides or carbonitrides. In order to obtain these effects, the C content needs to be 0.07% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.15%, the spot weldability is significantly deteriorated. On the other hand, if the C content exceeds 0.15%, the steel sheet becomes hard due to an increase in the martensite phase, and press formability may deteriorate. Therefore, the C content is set to 0.07% or more and 0.15% or less.
  • the C content is 0.08% or more, and from the viewpoint of stably securing the formability of the punched end face after punching and the vicinity thereof, More preferably, the content is 0.12% or less.
  • Si 0.01% or more and 0.50% or less
  • the Si content is 0.50% or less.
  • the Si content is set to 0.01% or more and 0.50% or less.
  • Mn 2.0% or more and 3.0% or less
  • Mn is an element effective in improving the strength of the steel sheet, and is an element that effectively acts to obtain a composite structure.
  • Mn is an element that lowers the Ac3 transformation point.
  • Mn content is required to be 2.0% or more in order to stably perform annealing in the austenite single phase region. Further, the Mn content is preferably 2.0% or more from the viewpoint of securing the strength by stably obtaining the low temperature transformation phase from the austenite existing during the heat annealing in the cooling process.
  • Mn content exceeds 3.0%, Mn segregation to a half thickness portion called a so-called Mn band becomes remarkable.
  • the Mn content is set to 2.0% or more and 3.0% or less. Preferably, it is 2.2% or more and 2.8% or less.
  • P 0.001% or more and 0.050% or less
  • P is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by forming a solid solution in the steel.
  • P is also an element that lowers the bond strength of grain boundaries by segregation to the grain boundaries and degrades workability, and also reduces chemical conversion property, corrosion resistance, and the like by concentration on the steel sheet surface.
  • the P content exceeds 0.050%, the above-mentioned influence appears remarkably.
  • excessive reduction of the P content is accompanied by an increase in manufacturing costs. From the above, the P content is set to 0.001% or more and 0.050% or less.
  • S 0.0005% to 0.010%
  • S is an element that adversely affects workability.
  • S content is increased, S exists as inclusion MnS, and in particular reduces the local ductility of the material and lowers the workability. Moreover, weldability also deteriorates due to the presence of sulfides. Such an adverse effect can be avoided by setting the S content to 0.010% or less.
  • press workability can be remarkably improved by setting the S content to 0.005% or less.
  • excessive reduction of the S content is accompanied by an increase in manufacturing costs. From the above, the S content is set to 0.0005% or more and 0.010% or less.
  • sol. Al 0.005% or more and 0.100% or less
  • Al is an effective element as a deoxidizing material.
  • sol. Al content shall be 0.005% or more.
  • sol. Al content When the Al content exceeds 0.100%, the raw material cost is increased and the surface defects of the steel sheet are induced. Therefore, sol. Al content as Al shall be 0.005% or more and 0.100% or less.
  • N 0.0001% or more and 0.0060% or less
  • the content of N is preferably as small as possible.
  • the N content is acceptable up to 0.0060%.
  • excessive reduction of N content is accompanied by an increase in manufacturing cost. From the above, the N content is set to 0.0001% or more and 0.0060% or less.
  • Ti fine precipitates (mainly carbides, nitrides, carbonitrides, hereinafter referred to as carbonitrides) contribute to an increase in strength, and further include ferrite and martensite. It also works advantageously for miniaturization. In order to obtain such an effect, the Ti content needs to be 0.01% or more. Preferably it is 0.02% or more. On the other hand, even when a large amount of Ti is added, the carbonitride cannot be completely dissolved at the time of reheating in the normal hot rolling process, and coarse carbonitride remains. By containing a large amount of Ti, not only the press formability is deteriorated but also the alloy cost is increased. Therefore, the Ti content needs to be 0.10% or less. Accordingly, the Ti content is set to 0.01% or more and 0.10% or less.
  • Nb 0.01% or more and 0.10% or less
  • Nb fine precipitates mainly carbonitrides
  • the Nb content needs to be 0.01% or more.
  • it is 0.02% or more.
  • the carbonitride cannot be completely dissolved at the time of reheating in the normal hot rolling process, and coarse carbonitride remains, so press formability is reduced. Not only will it deteriorate, but it will also lead to an increase in alloy costs. Therefore, the Nb content needs to be 0.10% or less. As described above, the Nb content is 0.01% or more and 0.10% or less.
  • the composition of the high-strength steel sheet according to the present invention is, in mass%, Mo: 0.05% to 1.00%, Cr: 0.05% to 1.00%, V: 0.02% to 0.50%, Zr: 0.02% to 0.20%, B: 0.0001% to 0.0030%, Cu: 0.05% to 1.00%, Ni: One or more selected from 0.05% or more and 1.00% or less can be contained.
  • Mo 0.05% or more and 1.00% or less
  • Mo is an element that improves the hardenability and contributes to increasing the strength by generating martensite, and can be contained as necessary.
  • the Mo content is preferably 0.05% or more.
  • the Mo content is preferably 0.05% or more and 1.00% or less.
  • Cr 0.05% or more and 1.00% or less
  • Cr is an element that contributes to high strength by improving hardenability and generating martensite, and can be contained as necessary.
  • the Cr content is preferably 0.05% or more.
  • the Cr content is preferably 0.05% or more and 1.00% or less.
  • V 0.02% or more and 0.50% or less V, like Nb and Ti, contributes to an increase in strength by forming fine carbonitrides, and can be contained as necessary.
  • the V content is preferably 0.02% or more.
  • the V content is preferably 0.50% or less.
  • Zr 0.02% or more and 0.20% or less
  • Zr is also effective in increasing strength by forming fine carbonitrides, and can be contained as required.
  • the Zr content needs to be 0.02% or more.
  • the Zr content is desirably 0.02% or more and 0.20% or less.
  • B 0.0001% or more and 0.0030% or less B has an action of suppressing the formation / growth of ferrite from the austenite grain boundary, and can be contained as necessary. The effect is obtained at 0.0001% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, the workability decreases. Therefore, when B is contained, the content is preferably in the range of 0.0001% to 0.0030%. In addition, in containing B, it is preferable to suppress the production
  • Cu 0.05% or more and 1.00% or less Cu is effective in increasing the hardenability of the steel and increasing the strength of the hot-rolled steel sheet. In order to exhibit this effect, it is necessary to make Cu content 0.05% or more. However, even if the Cu content exceeds 1.00%, the effect is not only saturated, but the hot ductility is lowered, the generation of surface defects becomes remarkable, and further the raw material cost is increased. Therefore, the Cu content is desirably 0.05 to 1.00%.
  • Ni 0.05% or more and 1.00% or less Ni is effective in increasing the hardenability of the steel and increasing the strength of the hot-rolled steel sheet. In order to exhibit this effect, it is necessary to make Ni content 0.05% or more. However, even if the Ni content exceeds 1.00%, the effect is not only saturated, but the hot ductility is lowered, the generation of surface defects becomes remarkable, and the raw material cost is also increased. Therefore, the Ni content is desirably 0.05 to 1.00%.
  • the component composition of the high-strength steel sheet according to the present invention is, in mass%, Ca: 0.001% to 0.005%, Sb: 0.0030% to 0.0100%, REM: One or more elements selected from 0.001% to 0.005% can be contained.
  • Ca 0.001% or more and 0.005% or less Ca has an effect of improving ductility by controlling the form of sulfide such as MnS. However, even if it is contained in a large amount, the effect tends to be saturated. Therefore, when Ca is contained, the content is preferably 0.0001% or more and 0.0050% or less.
  • Sb 0.0030% or more and 0.0100% or less
  • Sb is an element that has a high tendency to segregate on the surface and the like, and has a function of suppressing surface layer reactions during manufacturing processes such as nitrogen absorption and decarburization.
  • the addition suppresses the reaction of elements that tend to fluctuate, such as nitrogen and carbon, even when the steel is exposed to a high-temperature atmosphere during heating and annealing in the hot rolling process, and prevents significant fluctuations in the components. There is an effect that can be done. Therefore, when Sb is contained, the Sb content in the present invention is preferably 0.0030 to 0.0100%. In the present invention, the more preferable Sb content is 0.0060 to 0.0100%.
  • REM 0.001% or more and 0.005% or less REM has an action of controlling the form of sulfide inclusions, thereby contributing to improvement of press formability.
  • the REM content needs to be 0.001% or more.
  • the upper limit is preferably made 0.005% or less.
  • the balance other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • the element symbol in a formula means content of each element. 0.05 ⁇ C- (12/93) Nb- (12/48) (Ti- (48/14) N- (48/32) S) ⁇ 0.12 (1)
  • the above formula (1) defines the amount of C that is not fixed as carbide. If the C content exceeds 0.12%, the martensite fraction increases and the ductility may also decrease. Therefore, the amount of C that is not fixed as a carbide calculated by the equation (1) is preferably 0.12% or less.
  • the amount of C not fixed as carbide is less than 0.05%, the amount of C in austenite decreases during annealing in the two-phase region after cold rolling, and consequently the martensite phase generated after cooling decreases. , High strength of 780 MPa or more may be difficult. For this reason, it is preferable that the amount of C not fixed as carbide is 0.05% or more. Preferably it is 0.07% or more.
  • the steel structure of the high-strength steel sheet of the present invention consists of a ferrite phase, a martensite phase, and a bainite phase.
  • Examples of the remaining structure include a pearlite phase, a retained austenite phase, and carbide. These contents are acceptable if the total area ratio is 5% or less. However, 90% or more of the remaining structure other than the ferrite phase and martensite phase is composed of a bainite phase.
  • the effect of this invention will be acquired if the steel structure of the 3/8 depth position from the surface of plate
  • the ferrite phase and the bainite phase are softer than the martensite phase, and their area ratio is not particularly specified, but the ferrite phase and the bainite phase are each 20% or more.
  • the total area ratio of the ferrite phase and the bainite phase is preferably 50 to 80%, more preferably 60 to 80%.
  • the martensite phase is a hard phase and is effective in increasing the strength of the steel sheet by strengthening the transformation structure.
  • the martensite phase needs to be 20% or more in terms of area ratio.
  • the martensite since martensite is hard, it becomes a starting point for void generation due to a difference in formability from a soft ferrite phase at the time of punching.
  • the martensite In order to ensure stable punchability, the martensite must be present in a certain amount or more, and from this viewpoint, the martensite area ratio of 20% or more is necessary.
  • the area ratio of martensite exceeds 50%, there is a concern that the punchability is lowered. Therefore, martensite is 50% or less in area ratio. Preferably it is 40% or less.
  • the proportion of crystal grains having an average crystal grain size of less than 1.0 ⁇ m in the martensite phase is 5 to 30% in terms of area ratio.
  • the average crystal grain size of the martensite phase is equal to the prior austenite grain size during quenching, unlike the prior austenite grain size during annealing.
  • the average crystal grain size and morphology of the martensite phase after secondary annealing also greatly influences the void formation during punching.
  • the smaller the martensite phase crystal grains the smaller the voids generated during punching, and this is particularly preferable when punching with appropriate clearance.
  • an average crystal grain diameter shall mean the diameter of the perfect circle corresponding to the area of a crystal grain in each crystal grain, and can be measured by the method as described in an Example.
  • the proportion of crystal grains having an average crystal grain size in the martensite phase of 1.0 to 4.0 ⁇ m is 70 to 95% in terms of area ratio.
  • the crystal grains having an average crystal grain size of 1.0 to 4.0 ⁇ m are important for ensuring stable formability of the punched end face even when the punching clearance varies, and the area ratio is 70 to 95%.
  • the effect can be enjoyed by setting to the range. Preferably, it is 80% or more.
  • the ratio of the crystal grains having a major axis of 1.0 to 3.0 ⁇ m is less than 20% in terms of area ratio. Even if it fluctuates, it is preferable because stable moldability of the punched end face can be secured.
  • the ratio of the crystal grains having a major axis exceeding 3.0 ⁇ m is 80% or more in area ratio, thereby varying the punching clearance. Even in such a case, it is preferable because stable moldability of the punched end face can be secured.
  • the major axis means the longest straight line length in the martensite phase crystal grains in the structure observation described in the examples.
  • the ratio of the crystal grains having a major axis of 1.0 to 3.0 ⁇ m is less than 20% in terms of area ratio. Even if is fluctuated, it is preferable because stable moldability of the punched end face can be secured.
  • the ratio of crystal grains having a major axis of 1.0 to 3.0 ⁇ m is 20% or more in terms of area ratio, the formability of the punched end face varies when the punching clearance varies, which sometimes causes press molding cracks. .
  • the ratio of the crystal grains having a major axis exceeding 3.0 ⁇ m is 80% or more in terms of area ratio because it is possible to ensure a stable formability of the punched end face even when the punching clearance varies.
  • the proportion of crystal grains having a major axis exceeding 3.0 ⁇ m is less than 80% in terms of area ratio, the moldability of the punched end face varies when the punching clearance varies, which sometimes causes press molding cracks. .
  • the proportion of crystal grains having an average crystal grain size in the martensite phase exceeding 4.0 ⁇ m is less than 5% in terms of area ratio.
  • the martensite phase crystal grains are coarse, voids are likely to be generated during punching, and therefore the smaller one is preferable.
  • crystal grains exceeding 4.0 ⁇ m tend to significantly reduce the punching workability, but it is acceptable if the ratio is less than 5% in terms of area ratio.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is obtained by hot-rolling a steel slab having the above composition, cold-rolling, primary-annealing, rolling under light pressure as necessary, pickling as necessary, and then 2 Manufactured by subsequent annealing.
  • the manufacturing method and conditions will be described.
  • the reheating temperature of the steel slab is 1200 ° C. or higher.
  • the reheating temperature of the steel slab is 1200 ° C. or higher.
  • Less than 1400 degreeC is preferable from a viewpoint of energy efficiency and a yield. More preferably, it is 1300 degrees C or less.
  • the finishing temperature of hot rolling is not more than the Ar3 point temperature, it is difficult to form a uniform steel structure such as coarse grains formed on the surface layer, and stable punchability may not be obtained. Therefore, the finishing temperature is preferably Ar3 or higher. Moreover, although the upper limit of finishing temperature is not specifically limited, Finishing temperature is 1000 degrees C or less.
  • the winding temperature is preferably 500 to 700 ° C. More preferably, it is 550 to 650 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet is then pickled and descaled by a conventional method, if necessary, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having the final thickness.
  • the rolling reduction of this cold rolling is preferably 40% or more. If the rolling reduction is less than 40%, the steel sheet structure after finish annealing becomes coarse, which may reduce the strength-ductility balance. More preferably, it is 50% or more. On the other hand, when the rolling reduction exceeds 90%, the load of the rolling roll increases, and rolling troubles such as chattering and plate breakage are caused. For this reason, the rolling reduction of cold rolling is preferably 90% or less. More preferably, it is 80% or less.
  • the primary annealing is performed on the cold-rolled steel sheet.
  • the primary annealing and the secondary annealing described later are preferably continuous annealing from the viewpoint of increasing productivity.
  • the primary annealing temperature in the primary annealing is not less than Ac3 point and not more than Ac3 point + 60 ° C.
  • the primary annealing temperature is not less than Ac3 point and not more than Ac3 point + 60 ° C.
  • the primary annealing temperature is set to the Ac3 point or higher.
  • the steel structure after the secondary annealing becomes uniform and desired characteristics can be obtained.
  • less than Ac3 point a non-uniform structure tends to be formed even after secondary annealing, and desired characteristics cannot be obtained.
  • the primary annealing temperature exceeds the Ac3 point + 60 ° C., the structure becomes coarse, and after the secondary annealing, the proportion of crystal grains having an average crystal grain size exceeding 4.0 ⁇ m in the martensite phase increases, and the secondary annealing is performed.
  • primary annealing temperature shall be Ac3 point or more and Ac3 point +60 degrees C or less.
  • the primary annealing time in the primary annealing is 10 seconds or more and 200 seconds or less.
  • the primary annealing time is less than 10 seconds, recrystallization does not proceed so much and a steel sheet having desired characteristics cannot be obtained.
  • the primary annealing time exceeds 200 seconds, the proportion of crystal grains having an average grain size exceeding 4.0 ⁇ m in the martensite phase after the secondary annealing increases, and the characteristics after the secondary annealing only deteriorate.
  • the energy consumption increases and the manufacturing cost increases. For this reason, primary annealing time shall be 10 seconds or more and 200 seconds or less.
  • the cooling rate (average cooling rate) of cooling in the primary annealing is preferably at least 10 ° C./s in the temperature range from the primary annealing temperature to 550 ° C.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly specified, but the steel plate shape may deteriorate. It is preferable to set it at 200 degrees C / s or less.
  • the temperature is preferably 20 to 50 ° C./s.
  • the steel plate is lightly rolled and pickled.
  • Pickling and light rolling are not essential, but are performed for the purpose of correcting the shape of the steel sheet.
  • the rolling reduction is preferably set to 0.3 to 3.0%.
  • pickling is performed for descaling, and general conditions may be adopted as appropriate.
  • the steel sheet that has been lightly rolled and pickled is subjected to secondary annealing.
  • the secondary annealing temperature in the secondary annealing is not more than Ac3 point, and is (primary annealing temperature ⁇ 80 ° C.) to (primary annealing temperature ⁇ 30 ° C.).
  • the steel needs to be in a ferrite-austenite coexistence region depending on the secondary annealing temperature. In order to adjust the fraction of each phase of the final structure, it is necessary to control the secondary annealing temperature within a predetermined range with respect to the primary annealing temperature.
  • the secondary annealing temperature is lower than (primary annealing temperature ⁇ 80 ° C.), it is difficult to stably secure a tensile strength of 780 MPa. Further, at a temperature exceeding (primary annealing temperature ⁇ 30 ° C.), the structure becomes too coarse, and the proportion of crystal grains having an average grain size of the martensite phase of 1.0 to 4.0 ⁇ m is 70% in area ratio. The ratio of crystal grains having an average crystal grain size exceeding 4.0 ⁇ m is 5% or more in terms of area ratio, and voids tend to be generated excessively during punching. Therefore, the secondary annealing temperature is not more than Ac3 point, and is further in the range of (primary annealing temperature ⁇ 80 ° C.) to (primary annealing temperature ⁇ 30 ° C.).
  • the secondary annealing time in the secondary annealing is 10 seconds or more and 100 seconds or less.
  • the secondary annealing time is less than 10 seconds, recrystallization does not proceed so much and a steel sheet having desired characteristics cannot be obtained.
  • the secondary annealing time exceeds 100 seconds, the proportion of crystal grains having an average crystal grain size of the martensite phase of 1.0 to 4.0 ⁇ m is less than 70% in area ratio, and the average crystal grain size is 4.
  • the proportion of crystal grains exceeding 0 ⁇ m tends to be 5% or more in terms of area ratio.
  • the ratio of crystal grains having a major axis of 1.0 to 3.0 ⁇ m is 20% or more in terms of area ratio, and the major axis is 3
  • the proportion of crystal grains exceeding 0.0 ⁇ m tends to be less than 80% in terms of area ratio. If the desired microstructure cannot be obtained, the formability of the punched end face becomes inferior. Further, the energy consumption becomes enormous and the manufacturing cost increases. For this reason, the secondary annealing time is 10 seconds or more and 100 seconds or less.
  • the cooling rate (average cooling rate) of cooling in the secondary annealing is preferably 10 ° C./s or more for at least the temperature range from the secondary annealing temperature to 550 ° C.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly defined, but is preferably set to 200 ° C./s or less because the shape of the steel sheet may be deteriorated.
  • the temperature is preferably 20 to 50 ° C./s.
  • the cooling stop temperature for cooling in the secondary annealing is 400 to 550 ° C.
  • the cooling stop temperature is important for generating a bainite phase.
  • the cooling stop temperature is less than 400 ° C., most of the low-temperature transformation phase becomes a martensite phase, and the formability of the punched end face becomes inferior.
  • the cooling stop temperature exceeds 550 ° C., pearlite or cementite is generated, and the formability of the punched end face becomes inferior. Therefore, the cooling stop temperature is desirably 400 to 550 ° C.
  • the time during which the steel sheet is in a state of 400 to 550 ° C. is 20 to 100 seconds.
  • the residence time is important for producing a certain amount of bainite phase. If it is less than 20 seconds, the bainite phase is not sufficiently generated, and the formability of the punched end face becomes inferior.
  • the residence time is 20 to 100 seconds.
  • the average cooling rate is 10 ° C./s or more.
  • the average cooling rate is preferably 100 ° C./s or less because the shape of the steel sheet may be deteriorated. More preferably, it is 20 to 50 ° C./s.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can be manufactured.
  • the high-strength steel plate obtained as described above may be used as a product as it is, or may be cooled and then subjected to a plating treatment such as hot dipping or electroplating to obtain a product.
  • the above-mentioned soaking / cooling or further overaging treatment is performed in the continuous annealing furnace in the previous stage of the continuous galvanizing line.
  • the above-described treatment for retaining the steel sheet at a temperature of 400 to 550 ° C. for a certain period of time is performed, and then immersed in a hot dip galvanizing bath to form a hot dip galvanized layer on the steel sheet surface.
  • an alloying treatment may be performed to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the above-mentioned soaking / cooling or further continuous aging treatment and the plating treatment may be separated from each other and performed on separate lines.
  • the galvanized layer is a layer mainly containing Zn.
  • the alloyed galvanized layer is a layer mainly containing an Fe—Zn alloy formed by diffusing Fe in steel during galvanization by an alloying reaction.
  • the galvanized layer and the alloyed galvanized layer include Fe, Al, Sb, Pb, Bi, Mg, Ca, Be, Ti, Cu, Ni, Co, Cr, Mn, P, B, Sn, Zr. , Hf, Sr, V, Se, and REM may be included as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • the annealed steel plate or the plated steel plate may be subjected to temper rolling or leveler processing for the purpose of shape correction, surface roughness adjustment, mechanical property improvement, and the like.
  • the total elongation in temper rolling and leveler processing is preferably in the range of 0.2 to 3%. If the content is less than 0.2%, the intended purpose such as shape correction cannot be achieved. On the other hand, if the content exceeds 3%, a significant decrease in ductility is caused.
  • Molten steel having the component composition shown in Table 1 is melted in a converter, and slab reheating temperature is 1200 ° C, hot rolling finish temperature is 880 ° C, winding temperature is 600 ° C, and pickling is performed. Then, the rolling reduction of cold rolling was carried out at 60%, and then, under various conditions shown in Table 2, only primary annealing or primary annealing and 0.5% light rolling and pickling and secondary Annealing was performed to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm, a hot-dip galvanized steel sheet (GI steel sheet), and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA steel sheet).
  • GI steel sheet hot-dip galvanized steel sheet
  • GA steel sheet alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • the hot dip galvanizing treatment is adjusted so that the adhesion amount is 50 g / m 2 (double-side plating) per one side, and for the GA steel sheet, the Fe content in the plating layer is 9 to 12% by mass. It was adjusted.
  • the average cooling rate of the cooling in primary annealing and secondary annealing was implemented at 20 degrees C / s, respectively.
  • Samples were collected from the steel plates obtained as described above, and the following methods were used to specify the structure, perform a tensile test with the 90 ° direction (C direction) as the tensile direction, and a hole expansion test with respect to the rolling direction. .
  • Yield strength (YS), tensile strength (TS), total elongation (El) and hole expansion rate ( ⁇ ) were measured.
  • the area ratio was obtained by copying a tissue photograph on a transparent OHP sheet, coloring it, taking in an image, binarizing the image, and obtaining it with image analysis software.
  • the average grain size of the martensite crystal grains was calculated by converting the area of the crystal grains into a circle and using the diameter as the average grain size.
  • the major axis of the crystal grain is defined as an average length obtained by measuring 100 or more maximum lengths of each martensite crystal grain from an SEM photograph taken at a magnification of 5000 using an SEM.
  • second phase other than M means a phase other than ferrite and martensite, and it was confirmed that bainite was included.
  • the area ratio of the bainite phase in the “second phase other than M” was 90% or more. In this method, the bainite phase was further discriminated and the area ratio was measured with respect to the colored portion excluding the ferrite phase and the martensite phase by the above-described method.
  • ⁇ ⁇ represents the difference between the maximum value and the minimum value of the ⁇ value evaluated by punching with a punching clearance in the range of 5 to 20%.
  • the maximum and minimum values between the three values of ⁇ ( ⁇ 5 , ⁇ 20 ) measured aiming at ⁇ and clearances of 5% and 20% measured according to Japan Iron and Steel Federation Standard JFST1001 The difference can be substituted. Further, if the clearance is within ⁇ 1% with respect to the target clearance, the value may be used for evaluation.
  • ⁇ / ave ⁇ 5-20 represents a value obtained by dividing ⁇ measured in accordance with the Japan Iron and Steel Federation standard by an average value of ⁇ values evaluated by punching in the range of punching clearance of 5 to 20%. Simply divided by the average value between three values of ⁇ measured according to Japan Iron and Steel Federation Standard JFST1001 and ⁇ values ( ⁇ 5 , ⁇ 20 ) measured for clearances of 5% and 20% Can be substituted. Further, if the clearance is within ⁇ 1% of the target clearance, the value may be used for evaluation.
  • No. Steel plates of 1, 3, 4, 9, 10, 16, 17, 19, 20, 22 to 24 are examples of the invention in which the component composition and manufacturing method are adapted to the present invention, and the steel plates satisfying TS ⁇ 780 MPa or more It has become.
  • ⁇ which is an index of punching property, is 10 or less, and ⁇ / ave ⁇ 5-20 satisfies 0.90 to 1.20, which is excellent in formability of the end face after punching. It is a steel plate.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more and excellent in punching workability.
  • a high-strength steel plate for example, difficult formation of automobile structural members, etc. It becomes possible to apply as a member.
  • the high-strength steel sheet of the present invention when used as an automobile structural member, it contributes to reducing the weight of the automobile, improving safety, and the like, which is extremely useful industrially.

Abstract

　打抜き加工性に優れたＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法を提供する。　特定の成分組成と、フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相からなり、マルテンサイト相の面積率が２０％以上５０％以下であり、マルテンサイト相のうち平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合が面積率で５～３０％であり、平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０～９５％であり、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％未満である鋼組織と、を備え、引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度鋼板とする。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車車体の骨格部材用途への適用に好適な、打抜き加工性（punchability）に優れる、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　自動車車体の軽量化のため、自動車部品の素材として高強度鋼板が積極的に使用されている。自動車の構造部材や補強部材に適用される鋼板として、引張強度（ＴＳ）７８０ＭＰａ以上の鋼板が主流になっている。鋼板の高強度化には組織強化の活用が有効であり、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトからなる複合組織とする方法がある。この複合組織を有する鋼板は、一般に延性が良好で優れた強度－延性バランス（両立性）を有しており、プレス成形性が比較的良好である。しかしながら、この複合組織を有する鋼板は、通常の連続焼鈍ラインでの製造時に生じる焼鈍温度等の条件変化に対して、引張強度（ＴＳ）などの材質変動が大きく、そのためコイル長手方向で材質が変動しやすい。
　また、自動車部品の素材に用いられる高強度鋼板は、打抜き加工により成形されるため、打ち抜き加工性が要求される。要求される打抜き加工性には、打抜きパンチおよびダイスの摩耗が少ないこと、つまり連続打ち抜き性に優れることのほか、連続打抜き時に打抜き端面およびその近傍部のプレス成形性の変動が小さいことがある。
　実際の部品の製造工程における打抜きでは、金型の取付け精度等の問題からクリアランス（ポンチとダイスの間のクリアランス）を一定に管理することは難しく、上記クリアランスは５～２０％の範囲で変動している。そのため、コイル内およびコイル間での材質変動が大きい場合、打抜き加工での打抜き端面およびその近傍部のプレス成形性が大きく変動することになる。そのため、自動車の連続プレスラインにおいて、安定的にプレス成形を行うことが困難となる。安定的にプレス成形を行うことが困難になる場合、作業性が大きく低下することが懸念される。
　これに対し、特許文献１に記載の高加工性高強度冷延鋼板では、ＳｉとＡｌを一定量添加することで、焼鈍条件変動による組織変化を小さくして、伸びおよび伸びフランジ性等の機械特性のばらつきを小さくする。
　また、特許文献２には、鋼板中のＴｉ系窒化物の含有量を低減することで打抜き加工性の劣化を抑制した熱延鋼板が開示されている。
特許第４６４０１３０号公報 特開２００３－３４２６８３号公報
　特許文献１に記載の技術では、いくら鋼板側の材質変動を低減したとしても、連続プレスラインにおける打抜きでは、打抜き回数の増加とともに打抜きポンチとダイスが損傷し、また、ポンチとダイスの間のクリアランスも変動することは避けられない。そのため、打抜き端面およびその近傍部の成形性を一定に保つことは難しく、時にプレス成形割れが発生することが問題となっている。特に、７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板においては、５９０ＭＰａ以下の鋼板に比べて割れに対する感受性が高いため、７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の場合、打抜き端面およびその近傍部の成形性が変動することは、プレス成形割れに直結する。ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、高強度化のために鋼組織に硬質なマルテンサイトが含まれている。このため、上記高強度鋼板を打抜く際にマルテンサイトとフェライトの界面にボイドが発生し、その後のプレス成形性が低下する。打抜き時のクリアランスが一定であれば、打抜き端面およびその近傍の成形性は安定しているが、クリアランスが変動すると打抜き端面の鋼板の損傷も変動し、安定した連続プレスすることが難しいという課題がある。
　特許文献２の熱延鋼板では、フェライトを主体とするフェライト・ベイナイトからなる組織を推奨している。したがって、特許文献２の技術では、鋼組織がフェライトとマルテンサイトを主組織とした二相組織鋼の場合に生じる、マルテンサイト－フェライト界面の上記問題に取り組んではいない。さらに、特許文献２に記載の評価は、一定のクリアランスでの打抜きによる評価のみであって、クリアランスが変動した場合の打抜き端面の成形性を安定化するものではない。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、打抜き加工性に優れたＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、連続打抜きした際の打抜き端面およびその近傍の成形性変動の各種要因について鋭意検討した。その結果、鋼組織をフェライト相とマルテンサイト相およびベイナイト相の３相組織とし、マルテンサイト相における結晶粒の平均結晶粒径をきめ細かく制御することにより、ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、打抜き加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを知見した。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００６０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相を含み、マルテンサイト相の面積率が２０％以上５０％以下であり、マルテンサイト相のうち平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合が面積率で５～３０％であり、平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０～９５％であり、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％未満である鋼組織と、を備え、引張強度が７８０ＭＰａ以上である打抜き加工性に優れた高強度鋼板。
　［２］マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒のうち、長径が１．０～３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％未満であり、長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％以上であることを特徴とする［１］記載の高強度鋼板。
　［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｖ：０.０２％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０．０２％以上０．２０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００３０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
　［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｓｂ：０．００３０％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる１種以上の元素を含有することを特徴とする［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
　［５］［１］、［３］又は［４］に記載の成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、１次焼鈍し、２次焼鈍して、［１］～［４］のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、前記１次焼鈍において、１次焼鈍温度がＡｃ３点以上Ａｃ３点＋６０℃以下であり、前記１次焼鈍温度で保持する時間である１次焼鈍時間が１０秒以上２００秒以下であり、前記２次焼鈍において、焼鈍温度がＡｃ３点以下を満たすとともに、（１次焼鈍温度－８０℃）～（１次焼鈍温度－３０℃）を満たし、前記２次焼鈍温度で保持する時間である２次焼鈍時間が１０秒以上１００秒以下であり、前記２次焼鈍における冷却は、冷却停止温度が４００～５５０℃であり、鋼板が４００～５５０℃にある滞留時間が２０秒以上１００秒以下であることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
　［６］前記２次焼鈍後に冷却し、該冷却後に亜鉛めっきを施すことを特徴とする［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　［７］前記亜鉛めっきを施した後、合金化処理を施すことを特徴とする［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度で、打抜き加工性に優れる高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板を自動車車体の骨格部材に適用した場合は、衝突安全性の向上や軽量化に大きく貢献できる。
　なお、本発明において「打抜き加工性に優れる」とは、実施例に記載の方法で導出するΔλが１０以下、かつ、λ／ａｖｅλ５－２０が０．９０以上１．２０以下であることを意味する。好ましくは、Δλが８以下であり、λ／ａｖｅλ５－２０が１．００以上１．１５以下である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜高強度鋼板＞
　先ず、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００６０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。
　Ｃ：０．０７％以上０．１５％以下
　Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、マルテンサイトを形成することで高強度化に寄与する。また、ＣはＮｂやＴｉといった炭化物形成元素と微細な炭化物、あるいは、炭窒化物を形成することで高強度化に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃ含有量は０．０７％以上とすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．１５％超えではスポット溶接性が著しく劣化する。またＣ含有量が０．１５％超えではマルテンサイト相の増加により鋼板が硬質化し、プレス成形性が低下する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．０７％以上０．１５％以下とする。７８０ＭＰａ以上のＴＳを安定的に確保する観点からは、Ｃ含有量を０．０８％以上とすることが好ましく、打抜き後の打抜き端面およびその近傍の成形性を安定的に確保する観点からは、０．１２％以下とすることがより好ましい。
　Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下
　Ｓｉの添加は、赤スケール等の発生により表面性状の劣化や、めっき付着・密着性の劣化を引き起こす。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。溶融亜鉛めっき鋼板においては、０．２０％以下が好ましい。一方で、Ｓｉは延性を改善するとともに強度向上に寄与する元素である。これらの効果を得るためにはＳｉ含有量を０．０１％以上とすることが必要である。以上より、Ｓｉ含有量は０．０１％以上０．５０％以下とする。
　Ｍｎ：２．０％以上３．０％以下
　Ｍｎは、鋼板の強度を向上させる上で有効な元素であり、複合組織を得るために有効に作用する元素である。また、ＭｎはＡｃ３変態点を低下させる元素であり、本発明において、オーステナイト単相域での焼鈍を安定的に実施するためには、Ｍｎ含有量は２．０％以上必要である。さらに、加熱焼鈍時に存在するオ－ステナイトから冷却過程において安定的に低温変態相を得て強度を確保する上でも、Ｍｎ含有量は２．０％以上が好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、いわゆるＭｎバンドと呼ばれる板厚１／２部分へのＭｎ偏析が顕著となる。この偏析部分の焼入れ性が高まることで、マルテンサイトが圧延方向に列状に多く生成してしまい、プレス成形性が大幅に低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以上３．０％以下とする。好ましくは、２．２％以上２．８％以下である。
　Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下
　Ｐは、鋼中に固溶して鋼板の高強度化に寄与する元素である。一方で、Ｐは、粒界への偏析により粒界の結合力を低下させ加工性を劣化させ、また鋼板表面への濃化により化成処理性、耐食性などを低下させる元素でもある。Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、上記影響は顕著に現れる。しかし、Ｐ含有量の過度の低減は製造コストの増加を伴う。以上より、Ｐ含有量は０．００１％以上０．０５０％以下とする。
　Ｓ：０．０００５％以上０．０１０％以下
　Ｓは加工性に悪影響を及ぼす元素である。Ｓ含有量が増加すると、Ｓは介在物ＭｎＳとして存在し、特に材料の局部延性を低下させ、加工性を低下させる。また硫化物の存在により溶接性も悪くなる。このような悪影響はＳ含有量を０．０１０％以下とすることにより避けることができる。好ましくは、Ｓ含有量を０．００５％以下とすることによりプレス加工性を顕著に改善することが可能となる。しかし、Ｓ含有量の過度の低減は製造コストの増加を伴う。以上より、Ｓ含有量は０．０００５％以上０．０１０％以下とする。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下
　Ａｌは、脱酸材として有効な元素であり、この効果を発揮するために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、鋼板の表面欠陥を誘発する原因にもなる。したがって、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌ含有量は０．００５％以上０．１００％以下とする。
　Ｎ：０．０００１％以上０．００６０％以下
　Ｎは、本発明において、その含有量が少ないほど望ましい。本発明において、Ｎ含有量は０．００６０％までは許容できる。また、Ｎ含有量の過度の低減は製造コストの増加を伴う。以上より、Ｎ含有量は０．０００１％以上０．００６０％以下とする。
　Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下
　Ｔｉの微細析出物（主として炭化物、窒化物、炭窒化物。以下炭窒化物と称す）は、強度の上昇に寄与し、さらにフェライトおよびマルテンサイトの微細化にも有利に作用する。このような作用を得るためには、Ｔｉ含有量を０．０１％以上とする必要がある。好ましくは０．０２％以上である。一方、多量のＴｉを添加しても、通常の熱間圧延工程における再加熱時においては、炭窒化物を全量固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残る。多量のＴｉ含有により、プレス成形性が劣化するばかりでなく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする必要がある。以上より、Ｔｉ含有量は０．０１％以上０．１０％以下とする。
　Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下
　Ｎｂの微細析出物（主として炭窒化物）は、強度の上昇に寄与し、さらにフェライトおよびマルテンサイトの微細化にも有利に作用する。Ｎｂ含有によりこのような作用を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とする必要がある。好ましくは０．０２％以上である。一方、多量のＮｂを添加しても、通常の熱間圧延工程における再加熱時においては、炭窒化物を全量固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、プレス成形性が劣化するばかりでなく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする必要がある。上記の通り、Ｎｂ含有量は０．０１％以上０．１０％以下とする。
　上記成分以外に、本発明の高強度鋼板の成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｖ：０.０２％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０．０２％以上０．２０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００３０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下から選ばれる１種以上を含有することができる。
　Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下
　Ｍｏは焼入れ性を向上させ、マルテンサイトを生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を発現させるため、Ｍｏ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると上記効果が飽和するだけではなく、原料コストの増加を招く。したがって、Ｍｏ含有量は０．０５％以上１．００％以下が好ましい。
　Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下
　Ｃｒは焼入れ性を向上させ、マルテンサイトを生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を発現させるため、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記効果が飽和するだけではなく、原料コストの増加を招く。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５％以上１．００％以下が好ましい。
　Ｖ：０．０２％以上０．５０％以下
　ＶはＮｂ、Ｔｉと同様、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与するため、必要に応じて含有することができる。このような効果を発現させるためにはＶ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、効果が飽和するだけでなく原料コストの増加を招く。このためＶの含有量は０．５０％以下が好ましい。
　Ｚｒ：０．０２％以上０．２０％以下
　Ｚｒも微細な炭窒化物を形成することで、強度を高めるのに有効であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を発現させるためには、Ｚｒ含有量を０．０２％以上にする必要がある。一方、Ｚｒ含有量が０．２０％を超えると効果が飽和するだけでなく原料コストの増加を招く。したがって、Ｚｒの含有量は０．０２％以上０．２０％以下とするのが望ましい。
　Ｂ：０．０００１％以上０．００３０％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制する作用を有するので必要に応じて含有させることができる。その効果は、０．０００１％以上で得られる。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると加工性が低下する。したがって、Ｂを含有させる場合には、その含有量は０．０００１％以上０．００３０％以下の範囲とすることが好ましい。なお、Ｂを含有させるにあたっては、上記効果を得る上でＢＮの生成を抑制することが好ましく、このため、Ｔｉと複合含有させることが好ましい。
　Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高めて熱延鋼板を高強度化するのに有効である。この効果を発揮するためには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上にする必要がある。しかし、Ｃｕ含有量が１．００％を超えても効果は飽和するのみならず、熱間延性が低下して表面疵の発生が顕著になり、さらには原料コストの増加も招く。したがって、Ｃｕ含有量は０．０５～１．００％とするのが望ましい。
　Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高めて熱延鋼板を高強度化するのに有効である。この効果を発揮するためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上にする必要がある。しかし、Ｎｉ含有量が１．００％を超えても効果は飽和するのみならず、熱間延性が低下して表面疵の発生が顕著になり、さらには原料コストの増加も招く。したがって、Ｎｉ含有量は０．０５～１．００％とするのが望ましい。
　上記成分以外に、本発明の高強度鋼板の成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｓｂ：０．００３０％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる１種以上の元素を含有することができる。
　Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下
　Ｃａは、ＭｎＳなどの硫化物の形態制御により延性を向上させる効果がある。しかしながら、多量に含有させてもその効果は飽和する傾向にある。したがって、Ｃａを含有させる場合、その含有量は０．０００１％以上０．００５０％以下が好ましい。
　Ｓｂ：０．００３０％以上０．０１００％以下
　Ｓｂは、表面等に偏析する傾向が高い元素であり、吸窒や脱炭等の製造工程中での表層反応を抑制する働きがある。また、その添加により、熱間圧延工程の加熱時や焼鈍時の、高温雰囲気中に鋼材がさらされる状態でも、窒素や炭素等の成分変動しやすい元素の反応を抑制し、著しい成分変動を防止できる効果がある。そこで、Ｓｂを含有する場合、本発明ではＳｂ含有量が０．００３０～０．０１００％であることが好ましい。なお、本発明において、さらに好ましいＳｂ含有量は０．００６０～０．０１００％である。
　ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下
　ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これによりプレス成形性の向上に寄与する。この効果を発揮させるためには、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上にする必要がある。一方、ＲＥＭの多量の添加は硫化物系介在物の粗大化を招き、打抜き加工性を低下させるので、上限を０．００５％以下とするのが好ましい。
　また、本発明の成分組成において、上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　また、本発明では、上記基本組成を満たすとともに、（１）式を満たすことが好ましい。なお、式中の元素記号は各元素の含有量を意味する。
０．０５≦Ｃ－（１２／９３）Ｎｂ－（１２／４８）（Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ）≦０．１２　　　（１）      
　上記の（１）式は、炭化物として固定されないＣ量を規定するものである。このＣ量が０．１２％を超えて多量に存在すると、マルテンサイトの分率が増加し、延性も低下する場合がある。したがって、（１）式で算出される炭化物として固定されないＣ量は０．１２％以下とすることが好ましい。一方、炭化物として固定されないＣ量が０．０５％未満であると、冷間圧延後の２相域における焼鈍においてオーステナイト中のＣ量が減少し、ひいては冷却後に生成するマルテンサイト相が減少するため、７８０ＭＰａ以上の高強度化が困難となる場合がある。このため、炭化物として固定されないＣ量は０．０５％以上とすることが好ましい。好ましくは０．０７％以上である。
　次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。本発明の高強度鋼板の鋼組織は、フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相からなる。それ以外の残部組織としては、パーライト相、残留オーステナイト相および炭化物等が挙げられる。これらの含有量は合計面積率で５％以下であれば許容できる。ただし、フェライト相、マルテンサイト相以外の残部組織のうち９０％以上はベイナイト相からなる。なお、板厚の表面から３／８深さ位置の鋼組織が、本発明範囲内にあれば本発明の効果が得られる。
　フェライト相およびベイナイト相は、マルテンサイト相よりも軟質な相であって、それらの面積率は特に規定するものではないが、フェライト相およびベイナイト相はそれぞれ２０％以上とする。強度と安定した打抜き性を確保するためには、フェライト相とベイナイト相は合計面積率で５０～８０％であることが好ましく、より好ましくは６０～８０％である。
　マルテンサイト相は硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させるのに有効である。７８０ＭＰａ以上のＴＳを安定的に確保するためには、マルテンサイト相を面積率で２０％以上とする必要がある。また、マルテンサイトは硬質のため、打抜きの際に軟質なフェライト相との成形性の差からボイド発生の起点となる。安定した打抜き性を確保するためには、マルテンサイトは一定量以上存在する必要があり、この観点からもマルテンサイトの面積率２０％以上が必要である。一方、マルテンサイトの面積率が５０％を超えると打抜き性を低下させる懸念がある。そこで、マルテンサイトは面積率で５０％以下とする。好ましくは４０％以下である。
　マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合が面積率で５～３０％である。マルテンサイト相の平均結晶粒径とは、焼鈍時の旧オーステナイト粒径とは異なり、焼入れ時の旧オーステナイト粒径と等しいものである。本発明においては２次焼鈍後のマルテンサイト相の平均結晶粒径および形態も、打抜きの際のボイド生成に大きく影響する。マルテンサイト相の結晶粒が小さいほど、打抜き時に生成するボイドが小さくなり、適正クリアランスでの打抜き場合には特に好ましい。しかし、クリアランスが変動した場合にも、打抜き端面の加工性の変動を小さくするためには、打抜き時に適度にボイドが生成する必要がある。そのため、マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合を面積率で５～３０％の範囲に抑える必要がある。なお、平均結晶粒径とは各結晶粒において、結晶粒の面積に対応する真円の直径を指すものとし、実施例に記載の方法で測定できる。
　マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０～９５％である。平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒は、打抜きクリアランスが変動した場合であっても安定した打抜き端面の成形性を確保する上で重要であり、面積率で７０～９５％の範囲にすることでその効果を享受できる。好ましくは、８０％以上である。
　マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒のうち、長径が１．０～３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％未満であることが打抜きクリアランスが変動した場合であっても安定した打抜き端面の成形性を確保できるという理由で好ましい。また、マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒のうち、長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％以上であることが打抜きクリアランスが変動した場合であっても安定した打抜き端面の成形性を確保できるという理由で好ましい。ここで、長径とは、実施例に記載の組織観察において、マルテンサイト相の結晶粒における最長の直線長さを意味する。
　マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒のうち、長径が１．０～３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％未満であることが、打抜きクリアランスが変動した場合であっても安定した打抜き端面の成形性を確保できるという理由で好ましい。長径が１．０～３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％以上の場合、打抜きクリアランスが変動した際に打抜き端面の成形性が変動するため、時にプレス成形割れが生じ問題となる。
　長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％以上であることが、打抜きクリアランスが変動した場合であっても安定した打抜き端面の成形性を確保できるという理由で好ましい。長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％未満の場合、打抜きクリアランスが変動した際に打抜き端面の成形性が変動するため、時にプレス成形割れが生じ問題となる場合がある。
　マルテンサイト相における平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％未満である。マルテンサイト相の結晶粒が粗大な場合、打抜き時にボイドが発生しやすくなるため、小さい方が好ましい。特に、４．０μｍを超える結晶粒は、打抜き加工性を顕著に低下させる傾向にあるが、その割合が面積率で５％未満であれば許容できる。
　＜高強度鋼板の製造方法＞
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度鋼板は、上記成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、１次焼鈍し、必要に応じて軽圧下圧延し、必要に応じて酸洗し、その後２次焼鈍して製造される。以下、製造方法および条件について説明する。
　鋼スラブの再加熱温度が、１２００℃未満では、ＴｉおよびＮｂを含む析出物が再溶解せず粗大化して析出強化能を失うだけでなく、再結晶抑制のためピン止め効果としての役割も失い、安定した打抜き性の確保が難しくなる場合がある。そのため、鋼スラブの再加熱温度は１２００℃以上とすることが好ましい。上記再加熱温度の上限については、特に制限はないが、エネルギー効率、歩留まりの観点から１４００℃未満が好ましい。より好ましくは１３００℃以下である。
　熱間圧延の仕上げ温度が、Ａｒ３点温度以下では、表層に粗大粒が形成されるなど均一な鋼組織の作りこみが難しく、安定した打抜き性が得られない場合がある。そのため、仕上げ温度は、Ａｒ３点以上が望ましい。また、仕上げ温度の上限は特に限定されないが、仕上げ温度は１０００℃以下が望ましい。
　巻取温度が５００℃未満では、ＴｉおよびＮｂを含む析出物の量が少なく、焼鈍時の再結晶抑制効果が十分得られない場合がある。一方、巻取温度が７００℃超えの場合には、析出物が粗大となり焼鈍時の再結晶抑制効果が十分でなくなる場合がある。したがって、巻取温度は５００～７００℃とすることが好ましい。より好ましくは５５０～６５０℃である。
　上記熱延鋼板は、その後、必要に応じて、常法で酸洗して脱スケールした後、冷間圧延して最終板厚の冷延鋼板とする。この冷間圧延の圧下率は４０％以上とすることが好ましい。圧下率が４０％に満たないと、仕上焼鈍後の鋼板組織が粗粒となり、強度－延性バランスが低下するおそれがあるので好ましくない。より好ましくは５０％以上である。一方、圧下率が９０％を超えると、圧延ロールの負荷が増大し、チャタリングや板破断等の圧延トラブルを引き起こすようになる。このため、冷間圧延の圧下率は９０％以下が好ましい。より好ましくは、８０％以下である。
　上記冷間圧延した鋼板に、１次焼鈍を施す。この１次焼鈍および後述する２次焼鈍は、生産性を高める観点から、連続焼鈍とするのが好ましい。
　１次焼鈍における１次焼鈍温度は、Ａｃ３点以上Ａｃ３点＋６０℃以下である。１次焼鈍温度をＡｃ３点以上とすることで、２次焼鈍後の鋼組織が均一となり、所望の特性を得ることが可能となる。Ａｃ３点未満の場合、２次焼鈍後でも不均一な組織となりやすく、所望の特性を得ることができない。また、１次焼鈍温度がＡｃ３点＋６０℃を超える場合には、組織が粗大となり２次焼鈍後にマルテンサイト相における平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が増加し、２次焼鈍後の特性が劣化するだけでなく、エネルギー効率の点からも望ましくない。したがって、１次焼鈍温度は、Ａｃ３点以上Ａｃ３点＋６０℃以下とする。
　また、１次焼鈍における１次焼鈍時間は、１０秒以上２００秒以下である。１次焼鈍時間が１０秒未満である場合には、再結晶があまり進行せず、所望の特性を有する鋼板を得ることができない。一方、１次焼鈍時間が２００秒を超えると、２次焼鈍後にマルテンサイト相における平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が増加し、２次焼鈍後の特性が劣化するだけでなく、消費エネルギーが多大となり、製造コストが増大する。このため、１次焼鈍時間は、１０秒以上２００秒以下とする。
　１次焼鈍における冷却の冷却速度（平均冷却速度）は、少なくとも１次焼鈍温度から５５０℃までの温度範囲については、１０℃／s以上とすることが好ましい。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合、パーライトが多量に生成し、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトを含む複合組織が得られない場合がある。冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板形状が悪化することがあるため。２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。好ましくは２０～５０℃／ｓである。
　上記１次焼鈍後、鋼板を軽圧下圧延し、酸洗する。酸洗及び軽圧下圧延は必須ではないが、鋼板の形状矯正を目的に行われる。この目的のためには圧下率を０．３～３．０％にすることが好ましい。また、酸洗は脱スケールのために行われ、一般的な条件を適宜採用すればよい。
　１次焼鈍後に軽圧下圧延、酸洗された鋼板に２次焼鈍を施す。２次焼鈍における２次焼鈍温度はＡｃ３点以下であるとともに、（１次焼鈍温度－８０℃）～（１次焼鈍温度－３０℃）である。また、本発明では、２次焼鈍温度によって鋼をフェライト－オーステナイト共存域とする必要がある。最終組織の各相の分率を調整するため、１次焼鈍温度に対し、２次焼鈍温度を所定の範囲に制御する必要がある。２次焼鈍温度が、（１次焼鈍温度－８０℃）より低い温度では、７８０ＭＰａの引張強度を安定して確保することが難しくなる。また、（１次焼鈍温度－３０℃）を超える温度では、組織が粗大となりすぎて、マルテンサイト相の平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０％未満になりやすく、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％以上となって、打抜き時にボイドが過度に生成しやすくなる。そのため、２次焼鈍温度は、Ａｃ３点以下であって、さらに、（１次焼鈍温度－８０℃）～（１次焼鈍温度－３０℃)の範囲とする。
　２次焼鈍における２次焼鈍時間は１０秒以上１００秒以下である。２次焼鈍時間が１０秒未満である場合には、再結晶があまり進行せず、所望の特性を有する鋼板を得ることができない。一方、２次焼鈍時間が１００秒を超えると、マルテンサイト相の平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０％未満に、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％以上となりやすい。また、マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒のうち、長径が１．０～３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％以上に、長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％未満になりやすい。所望のミクロ組織が得られない場合には、打抜き端面の成形性が劣位となる。さらに、消費エネルギーが多大となり、製造コストが増大する。このため、２次焼鈍時間は１０秒以上１００秒以下とする。
　２次焼鈍における冷却の冷却速度（平均冷却速度）は、少なくとも２次焼鈍温度から５５０℃までの温度範囲については、１０℃／s以上とすることが好ましい。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合、パーライトが多量に生成し、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトを含む複相組織が得られない場合がある。冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板形状が悪化することがあるため２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。好ましくは２０～５０℃／ｓである。
　２次焼鈍における冷却の冷却停止温度は４００～５５０℃である。冷却停止温度は、ベイナイト相を生成させる上で重要である。上記冷却停止温度が４００℃未満の場合、低温変態相の大半はマルテンサイト相となり、打抜き端面の成形性が劣位となる。上記冷却停止温度が５５０℃を超える場合には、パーライトやセメンタイトが生成し、打抜き端面の成形性が劣位となる。したがって、冷却停止温度は４００～５５０℃とすることが望ましい。
　２次焼鈍における冷却において、鋼板が４００～５５０℃の状態にある時間（滞留時間（保持時間という場合がある））は２０～１００秒である。上記滞留時間は、一定量のベイナイト相を生成させる上で重要である。２０秒未満の場合、ベイナイト相の生成が不十分であり、打抜き端面の成形性が劣位となる。１００秒を超える滞留時間の場合には、ベイナイト相の生成量が多くなりすぎて、所定のマルテンサイトを生成させることができなくなり、打抜き端面の成形性が劣位となる。したがって、上記滞留時間は２０～１００秒とする。
　２次焼鈍の冷却においては、上記滞留時間の経過後、平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の条件で室温まで冷却する。平均冷却速度１０℃／ｓ未満の場合、マルテンサイト相が生成されにくく、打抜き端面の成形性が劣位となる場合がある。この冷却における平均冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板形状が悪化することがあるため、平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。より好ましくは２０～５０℃／ｓである。
　以上のようにして、本発明の高強度鋼板を製造することができる。上記のようにして得た高強度鋼板は、そのまま製品としてもよいし、その後、冷却して、溶融めっきや電気めっき等のめっき処理を施して、製品としてもよい。
　例えば、めっき処理として、自動車用鋼板等に広く用いられる溶融亜鉛めっきを施す場合には、連続溶融亜鉛めっきライン前段の連続焼鈍炉で、上記の均熱・冷却あるいはさらに過時効処理（２次焼鈍における冷却において、４００～５５０℃の状態で鋼板を一定時間滞留させる上述の処理）を行った後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成すればよい。さらに、その後、合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。なお、上記均熱・冷却あるいはさらに過時効処理する連続焼鈍と、めっき処理を分離し、それぞれ別のラインで行ってもよい。
　亜鉛めっき層は、Ｚｎを主体として含む層である。合金化亜鉛めっき層とは、合金化反応によって亜鉛めっき中に鋼中のＦｅが拡散してできたＦｅ－Ｚｎ合金を主体として含む層である。
　亜鉛めっき層及び合金化亜鉛めっき層には、Ｚｎ以外にＦｅ、Ａｌ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ，Ｃａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｒ、Ｖ、Ｓｅ、ＲＥＭを本発明の効果を害さない範囲で含んでもよい。
　また、上記焼鈍後の鋼板あるいはめっき処理した鋼板に対して、形状矯正や表面粗度調整、機械的特性改善等の目的で、調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。この際の調質圧延やレベラー加工における伸び率は、合計で０．２～３％の範囲内とするのが好ましい。０．２％未満では、形状矯正等の所期の目的が達成できず、一方、３％を超えると、顕著な延性低下を招くようになるからである。
　表１に示す成分組成からなる溶鋼を転炉で溶製し、スラブ再加熱温度を１２００℃で、熱間圧延仕上げ温度を８８０℃、巻取温度を６００℃で熱間圧延を施し、酸洗し、冷間圧延の圧下率を６０％で実施し、次いで、表２に示す種々の条件で、１次焼鈍のみ、または１次焼鈍と０．５％の軽圧下圧延及び酸洗と２次焼鈍を施し、板厚が１．２ｍｍの冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を製造した。ここで、溶融亜鉛めっき処理は付着量が片面あたり５０ｇ／ｍ２（両面めっき）となるように調整し、ＧＡ鋼板については、めっき層中のＦｅ含有量が９～１２質量％となるように調整した。なお、１次焼鈍および２次焼鈍における冷却の平均冷却速度はそれぞれ２０℃／ｓで実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　以上により得られた鋼板に対して、サンプルを採取し、下記の方法で組織の特定、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とする引張試験、および穴拡げ試験を行った。具体的には、フェライト相の面積率、マルテンサイト相の面積率、マルテンサイト以外の第２相の面積率（表３中の「Ｍ以外の第２相」）、マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合（表３中の「ｄ＜１．０のＭ」）、平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒の割合（表３中の「ｄ＝１．０－４．０のＭ」）、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合（ｄ＞４．０のＭ）、平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒のうち長径が１．０～３．０μｍの結晶粒の割合（表３中の「ｄ＝１．０－４．０のＭのうち長径１．０－３．０のＭ」）、長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合（ｄ＝１．０－４．０のＭのうち長径＞３．０のＭ）を測定した。降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）を測定した。
（ｉ）組織観察
　鋼板から、組織観察用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を機械的に研磨し、ナイタール（nital）で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率３０００倍で撮影した、板厚の表面から３／８深さ位置の組織写真（ＳＥＭ写真）から、鋼組織の特定とマルテンサイト相の面積率、フェライト相の面積率、マルテンサイト以外の第２相の面積率を測定した。なお、面積率は、透明のＯＨＰシートに組織写真を写して色付けし、画像を取り込み後、２値化を行い、画像解析ソフトにて求めた。また、マルテンサイトの結晶粒の平均粒径は、結晶粒の面積を円換算してその直径を平均粒径として算出した。また、結晶粒の長径は、ＳＥＭを用いて倍率５０００倍で撮影したＳＥＭ写真から、それぞれのマルテンサイトの結晶粒における最大長を１００点以上測定し、その平均長さと定義する。
　なお、表２の「Ｍ以外の第二相」はフェライト、マルテンサイト以外の相を意味し、ベイナイトが含まれることを確認した。なお、「Ｍ以外の第二相」におけるベイナイト相の面積率は９０％以上であった。これは上述の方法にてフェライト相とマルテンサイト相を除く色付けした部分について、さらにベイナイト相を判別してその面積率を測定した。
　（ｉｉ）引張特性
　鋼板から、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０１）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌを測定した。なお、引張試験の評価基準（良否判定基準）はＴＳ≧７８０ＭＰａとした。
　（ｉｉｉ）伸びフランジ成形性
　伸びフランジ成形性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠した穴拡げ試験により評価した。すなわち、得られた鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズのサンプルを採取し、サンプルにポンチ径１０ｍｍで打抜き穴を開け、頂角６０°の円錐ポンチを用いて、バリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げ試験を行い、このときのｄ０：初期穴内径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴内径（ｍｍ）として、穴拡げ率λ（％）＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００を求めた。本発明における優れた打抜き性の評価基準として、下記で規定するΔλが１０以下、かつ、下記で規定するλ／ａｖｅλ５－２０が０．９０以上１．２０以下を満足することで評価した。
　Δλについて
　Δλは、打抜きクリアランスが５～２０％の範囲で打抜いて評価したλ値の最大値と最小値の差を表す。簡易的に、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して測定したλとクリアランス５％および２０％を狙いに測定したλ値（λ５、λ２０）の３つの値間での最大値と最小値の差で代用できるものとする。また、狙いのクリアランスに対し、±１％以内であればその値を用いて評価してもよいとする。
　λ／ａｖｅλ５－２０について
　日本鉄鋼連盟規格に準拠して測定したλを打抜きクリアランスが５～２０％の範囲で打抜いて評価したλ値の平均値で除した値を表す。簡易的に、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して測定したλとクリアランス５％および２０％を狙いに測定したλ値（λ５、λ２０）の３つの値間での平均値で除した値を代用できるものとする。また、狙いのクリアランスに対し、±１％以内であればその値を用いて評価してもよい。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　表３より、Ｎｏ．１、３、４、９、１０、１６、１７、１９、２０、２２～２４の鋼板は、成分組成および製造方法が本発明に適合した発明例であり、ＴＳ≧７８０ＭＰａ以上を満足する鋼板となっている。また、打抜き性の指標である、Δλが１０以下となっており、さらに、λ／ａｖｅλ５－２０が０．９０～１．２０を満足しており、打ち抜き後の端面の成形性に優れた鋼板となっている。
　これに対して、比較例のＮｏ．２、５～８、１１～１５、１８、２１、２５～３０は、成分が本発明範囲外であるか、製造条件が適合していないため、所望のミクロ組織が得られておらず、所望の特性も得られていない。Δλとλ／ａｖｅλ５－２０規定をともに満足しない場合には、特にλ／ａｖｅλ５－２０が１．２０を超える場合には、打ち抜き端面の成形性を安定確保することが難しく、実プレスでの自動車構造部材を製造時において、プレス割れ等のトラブル発生率が高まる。
　本発明によれば、引張強度７８０ＭＰa以上の強度を有し、打抜き加工性に優れる高強度鋼板を得ることができ、従来、高強度鋼板の適用が困難であった例えば自動車構造部材等の難成形の部材として適用することが可能となる。さらに、自動車構造部材として本発明の高強度鋼板を用いた場合、自動車の軽量化、安全性向上などに寄与し、産業上極めて有益である。
 

Claims (7)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００６０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相を含み、マルテンサイト相の面積率が２０％以上５０％以下であり、マルテンサイト相のうち平均結晶粒径が１．０μｍ未満の結晶粒の割合が面積率で５～３０％であり、平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒の割合が面積率で７０～９５％であり、平均結晶粒径が４．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で５％未満である鋼組織と、を備え、
    　引張強度が７８０ＭＰａ以上である打抜き加工性に優れた高強度鋼板。
  2. 　マルテンサイト相における平均結晶粒径が１．０～４．０μｍの結晶粒のうち、長径が１．０～３．０μｍの結晶粒の割合が面積率で２０％未満であり、長径が３．０μｍ超えの結晶粒の割合が面積率で８０％以上であることを特徴とする請求項１記載の高強度鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｖ：０.０２％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０．０２％以上０．２０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００３０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｓｂ：０．００３０％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼板。
  5. 　請求項１、３又は４に記載の成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、１次焼鈍し、２次焼鈍して、請求項１～４のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
    　前記１次焼鈍において、１次焼鈍温度がＡｃ３点以上Ａｃ３＋６０℃以下であり、前記１次焼鈍温度で保持する時間である１次焼鈍時間が１０秒以上２００秒以下であり、
    　前記２次焼鈍において、焼鈍温度がＡｃ３点以下を満たすとともに、（１次焼鈍温度－８０℃）～（１次焼鈍温度－３０℃）を満たし、前記２次焼鈍温度で保持する時間である２次焼鈍時間が１０秒以上１００秒以下であり、
    　前記２次焼鈍における冷却は、冷却停止温度が４００～５５０℃であり、４００～５５０℃で鋼板が保持される保持時間が２０秒以上１００秒以下であることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記２次焼鈍後に冷却し、該冷却後に亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記亜鉛めっきを施した後、合金化処理を施すことを特徴とする請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
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MX2017012309A MX2017012309A (es) 2015-03-27 2015-08-20 Lamina de acero de alta resistencia y metodo de produccion para la misma.

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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110402298A (zh) * 2017-03-13 2019-11-01 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板和其制造方法
CN113862563A (zh) * 2017-03-13 2021-12-31 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2022004359A (es) * 2019-10-11 2022-05-03 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia, elemento de absorcion de impactos y metodo para fabricar la lamina de acero de alta resistencia.
KR20220129066A (ko) * 2020-01-24 2022-09-22 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 패널

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008156734A (ja) * 2006-12-26 2008-07-10 Jfe Steel Kk 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2010126747A (ja) * 2008-11-26 2010-06-10 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011111672A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4816090A (en) * 1986-09-10 1989-03-28 The Broken Hill Proprietary Co., Ltd. Heat treated cold rolled steel strapping
JPH06179922A (ja) 1992-12-12 1994-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 深絞り用高張力薄鋼板の製造法
JP3304191B2 (ja) 1994-03-29 2002-07-22 川崎製鉄株式会社 耐二次加工脆性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3424619B2 (ja) * 1999-09-16 2003-07-07 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板及びその製造方法
TWI290177B (en) * 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
CN1169991C (zh) * 2001-10-19 2004-10-06 住友金属工业株式会社 具有优异的可加工性和成型精度的薄钢板及其制造方法
EP1486574A4 (en) 2002-03-18 2009-03-25 Jfe Steel Corp PROCESS FOR MANUFACTURING HOT GALVANIZED STEEL SHEET OF HIGH RESISTANCE, HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND HIGH FATIGUE RESISTANCE
JP4205892B2 (ja) 2002-05-23 2009-01-07 新日本製鐵株式会社 プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4640130B2 (ja) 2005-11-21 2011-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4924730B2 (ja) 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5703608B2 (ja) * 2009-07-30 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
TWI479028B (zh) * 2011-09-30 2015-04-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High-strength galvanized steel sheet having high tensile strength at a maximum tensile strength of 980 MPa and excellent in formability, high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method of manufacturing the same
US20150027594A1 (en) * 2011-11-15 2015-01-29 Jfe Steel Corporation Thin steel sheet and process for producing the same
CN104870676B (zh) 2012-12-18 2017-12-05 杰富意钢铁株式会社 低屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5821912B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016113781A1 (ja) * 2015-01-16 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008156734A (ja) * 2006-12-26 2008-07-10 Jfe Steel Kk 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2010126747A (ja) * 2008-11-26 2010-06-10 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011111672A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110402298A (zh) * 2017-03-13 2019-11-01 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板和其制造方法
CN110402298B (zh) * 2017-03-13 2021-10-15 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板和其制造方法
US11186900B2 (en) 2017-03-13 2021-11-30 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CN113862563A (zh) * 2017-03-13 2021-12-31 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板

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