WO2020080339A1 - 薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

薄鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2020080339A1
WO2020080339A1 PCT/JP2019/040400 JP2019040400W WO2020080339A1 WO 2020080339 A1 WO2020080339 A1 WO 2020080339A1 JP 2019040400 W JP2019040400 W JP 2019040400W WO 2020080339 A1 WO2020080339 A1 WO 2020080339A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
area ratio
steel sheet
seconds
retained austenite
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/040400
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
典晃 ▲高▼坂
潤也 戸畑
金子　真次郎
木谷　靖
義彦 小野
三周 知場
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to CN201980067526.2A priority Critical patent/CN112840055B/zh
Priority to US17/284,981 priority patent/US20210381077A1/en
Priority to KR1020217011094A priority patent/KR102517187B1/ko
Priority to EP19874333.8A priority patent/EP3868909A1/en
Priority to MX2021004416A priority patent/MX2021004416A/es
Priority to JP2020505290A priority patent/JP6737419B1/ja
Publication of WO2020080339A1 publication Critical patent/WO2020080339A1/ja

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a thin steel plate and a manufacturing method thereof.
  • the thin steel sheet of the present invention has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and has excellent workability. Therefore, the thin steel sheet of the present invention is suitable as a raw material for automobile seat parts.
  • TS tensile strength
  • ferrite has an average crystal grain size of 3 ⁇ m or less and a volume fraction of 5% or less
  • retained austenite has a volume fraction of 10 to 20%
  • martensite has an average crystal grain size of 4 ⁇ m or less and a volume fraction of 20% or less.
  • the ferrite content is 5% or less or the ferrite content is 5% or more and 50% or less and the retained austenite amount is 10% or more, and a composite structure of retained austenite and martensite is obtained. It is said that a steel sheet excellent in elongation, hole expandability and deep drawability can be obtained by refining MA and increasing the amount of retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more.
  • Patent Document 1 According to the technology proposed in Patent Document 1, the hardness of tempered martensite and bainite becomes high and the stretch-flangeability deteriorates unless cementite is precipitated. That is, the steel plate strength and formability inevitably change depending on the precipitation state of cementite. Therefore, the technique proposed in Patent Document 1 cannot provide a steel sheet having stable mechanical properties.
  • the main object of the present invention is a sheet component, but extremely high bendability is required. At this time, since there is an effect of bending back until the final process, it is necessary to suppress the reduction of the plate thickness of the processed part under the condition of bending-bending back. In addition to the usual bendability, high uniform elongation and work hardening amount It is also necessary to combine them. In order to realize this, it was found that it is effective to contain BCC iron with a small disorder of the crystal structure in a certain fraction or more. Furthermore, it was found that the size of the hard phase needs to be reduced in order to prevent the occurrence of voids when tension and compression are repeated.
  • the plate thickness of the thin steel plate targeted by the present invention is 0.4 mm or more and 2.6 mm or less.
  • the present invention has been completed by earnestly investigating the steel plate components and the manufacturing conditions of the steel plate structure that satisfy the above requirements.
  • the summary is as follows. [1]% by mass, C: 0.10% or more and 0.23% or less, Si: 1.30% or more and 2.20% or less, Mn: 2.0% or more and 3.2% or less, P: 0. 05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005% or more and 0.100% or less, N: 0.0060% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, and the ferrite area ratio.
  • the area ratio of BCC iron surrounding the retained austenite having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less and having an orientation difference of 1 ° or less is 5% or more and 50% or less, and the area ratio of BCC iron having an orientation difference of 1 ° or more is 25% or more and 85% or more.
  • the following steel structures are Thin steel sheet that. [3] The thin steel sheet according to [1] or [2], wherein the component composition further contains, in mass%, Sb: 0.001% or more and 0.050% or less. [4] The composition of the components is, in mass%, Ti: 0.001% or more and 0.1% or less, Nb: 0.001% or more and 0.1% or less, V: 0.001% or more and 0.3.
  • the thin steel sheet according to any one of [1] to [3].
  • the component composition is, in mass%, Cu: 0.01% or more and 0.2% or less, Mo: 0.01% or more and 1.0% or less, REM: 0.0002% or more and 0.050.
  • Mg 0.0002% or more and 0.050% or less
  • Ca 0.0002% or more and 0.050% or less, and any one or more of [1] to [4] is contained.
  • the present invention has a high tensile strength (TS) of 980 MPa or more and excellent moldability. If the thin steel sheet of the present invention is applied to automobile parts, the weight of automobile parts can be further reduced.
  • TS tensile strength
  • 1 (a) to 1 (c) are schematic diagrams for explaining the definition of BCC iron with a misorientation of 1 ° or less surrounding a retained austenite having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less in the present invention.
  • C 0.10% or more and 0.23% or less C contributes to the strengthening of the steel sheet and also has the effect of increasing the workability by promoting the formation of retained austenite.
  • the C content needs to be 0.10% or more. It is preferably 0.11% or more.
  • the C content exceeds 0.23%, BCC iron having a small crystal disorder and fine retained austenite cannot be obtained, so that the workability deteriorates. From the above, the C content was set to 0.23% or less. It is preferably 0.22% or less.
  • the Si content is set to 1.30% or more and 2.20 or less Si increases the elongation of the steel sheet. Therefore, the Si content is set to 1.30% or more. It is preferably 1.35% or more. On the other hand, if Si is excessively added, the chemical conversion treatability is deteriorated and it becomes unsuitable as a member for automobiles. From such a viewpoint, the Si content is set to 2.20% or less. It is preferably 2.10% or less.
  • Mn 2.0% or more and 3.2% or less
  • Mn is an austenite stabilizing element and is an element necessary for suppressing the residual ferrite phase and obtaining the retained austenite area ratio. Therefore, the Mn content is set to 2.0% or more. It is preferably at least 2.1%. On the other hand, when the Mn content becomes excessive, the above effects are saturated and there are problems in castability and rollability. From the above, the Mn content was set to 3.2% or less. It is preferably 3.0% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is a harmful element that reduces weldability. Therefore, it is preferable to reduce the P content as much as possible.
  • the P content is acceptable up to 0.05%. It is preferably 0.02% or less. For use under more severe welding conditions, it is more preferable to suppress the content to 0.01% or less. On the other hand, in manufacturing, 0.002% may be unavoidably mixed.
  • S 0.005% or less S forms coarse sulfides in steel, which extend during hot rolling to form wedge-shaped inclusions, which adversely affects weldability. Therefore, since S is also a harmful element, it is preferable to reduce S as much as possible.
  • the S content is set to 0.005% or less. The amount is preferably 0.003% or less, but more preferably 0.001% or less for use under more severe welding conditions. In manufacturing, 0.0002% may be unavoidably mixed.
  • Al 0.005% or more and 0.100% or less Al is added as a deoxidizer at the stage of steelmaking.
  • the Al content is 0.005% or more.
  • the Al content is set to 0.100% or less. It is preferably 0.085% or less.
  • N 0.0060% or less
  • N is a harmful element that adversely affects the formability because it deteriorates the room temperature aging property and causes unexpected cracks. Therefore, it is desirable to reduce N as much as possible. In the present invention, up to 0.0060% is acceptable. It is preferably 0.0050% or less. Although it is desirable to reduce the N content as much as possible, 0.0005% may inevitably be mixed in during production.
  • the thin steel sheet of the present invention contains the above-mentioned basic components, and the balance other than the above-mentioned basic components has a component composition containing Fe (iron) and inevitable impurities.
  • the thin steel sheet of the invention contains the above-mentioned basic components, and the balance has a composition of Fe and inevitable impurities.
  • the component composition of the present invention may include the following elements as arbitrary elements.
  • Mass% may include Sb: 0.001% or more and 0.050% or less.
  • Sb is an element that suppresses decarburization of the steel sheet surface during annealing at high temperature and helps ensure stable mechanical properties. In order to obtain such effects, it is necessary to contain Sb: 0.001% or more. On the other hand, when Sb exceeds 0.050%, the above effect is saturated. Therefore, the Sb content is 0.050% or less.
  • Ti 0.001% or more and 0.1% or less
  • Nb 0.001% or more and 0.1% or less
  • V 0.001% or more and 0.3% or less
  • Ni 0.01 % Or more and 0.1% or less
  • Cr 0.01% or more and 1.0% or less
  • B 0.0002% or more and 0.0050% or less, or two or more of them
  • Ti and Nb are elements that contribute to strengthening. On the other hand, if it is contained excessively, the pinning effect hinders the production of BCC with less disorder of the crystal structure. Therefore, the Ti and Nb contents are preferably 0.001% or more and 0.1% or less and 0.001% or more and 0.1% or less, respectively.
  • V has a high solubility in steel, it can be melted to some extent by the high temperature annealing aimed at by the present invention.
  • the V content is preferably 0.001% or more and 0.3% or less. More preferably, the lower limit of the total content of Ti, Nb and V is 0.005% or more, and more preferably the total content of Ti and Nb is 0.1% or less.
  • Ni, Cr, and B By increasing the hardenability of Ni, Cr, and B, it becomes easier to obtain BCC iron with a misorientation of 1 ° or less that surrounds retained austenite having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less, which will be described later. On the other hand, if these elements are excessively contained, fine retained austenite cannot be obtained or the effect of hardenability is saturated. Therefore, Ni: 0.01% or more and 0.1% or less, Cr: 0.01% or more and 1.0% or less, and B: 0.0002% or more and 0.0050% or less are preferable.
  • Cu 0.01% or more and 0.2% or less
  • Mo 0.01% or more and 1.0% or less
  • REM 0.0002% or more and 0.050% or less
  • Mg 0.0002 % Or more and 0.050% or less
  • Ca 0.0002% or more and 0.050% or less
  • Ferrite area ratio 4% or less (including 0%)
  • BCC iron containing fine residual austenite and having a small crystal disorder is generated at an appropriate fraction by holding at around 450 ° C. Quenches to form a fine low temperature transformation phase. For this reason, if the ferrite phase is excessively generated, the desired steel structure formation in the holding process is delayed. Furthermore, since the ferrite generated during annealing is soft, voids are easily generated at the interface with the adjacent hard phase, and bendability is reduced. Since the allowable range that can suppress such an influence is 4%, the ferrite area ratio is set to 4% or less. It is preferably 3% or less.
  • the ferrite of the present invention is polygonal ferrite and is intended for a structure that does not include a corrosion mark or a second phase structure in the grain.
  • Area ratio of martensite as-quenched is 10% or less (including 0%), Since as-quenched martensite is extremely hard, the grain boundary becomes a starting point of crack formation in the vicinity of the surface during bending, and the bendability is significantly reduced. To obtain the bendability required in the present invention, the area ratio of as-quenched martensite must be 5% or less. It is preferably 3% or less. The as-quenched martensite preferably has a smaller area ratio, and may be 0%.
  • Retained austenite 7% or more and 20% or less Retained austenite improves the formability, and it is necessary to generate 7% or more of retained austenite in order to obtain the tensile properties required in the present invention. Therefore, the area ratio of retained austenite is set to 7% or more. It is preferably at least 8%. On the other hand, since excessive retained austenite deteriorates the delayed fracture property, the retained austenite is set to 20% or less. It is preferably 17% or less.
  • the upper bainite, the lower bainite, and the tempered martensite are more than 71% and less than 93% in total.
  • the region other than the above-mentioned structure is preferably mainly composed of the upper bainite, the lower bainite, and the tempered martensite. Since the base material of the steel sheet is mainly composed of these low-temperature transformation microstructures, it becomes easy to obtain the desired strength, and the distribution of hardness within the steel microstructure is narrowed, and local stress concentration during bending is relaxed. And improve bendability. In order to effectively exhibit such effects, the total amount is set to more than 71% and less than 93%.
  • BCC iron that surrounds retained austenite with a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less and has a misorientation of 1 ° or less: 4% or more and 50% or less BCC iron with less crystal disorder is rich in ductility and increases the amount of dislocation strengthening accompanying deformation. , Increase work hardening amount and uniform elongation.
  • the BCC iron surrounds retained austenite having a circle-equivalent diameter of 1 ⁇ m or less, that is, BCC iron containing fine retained austenite and having a small disorder of crystals is generated.
  • “surrounding” means enclosing 90% or more of the outer circumference of the retained austenite having a circle-equivalent diameter of 1 ⁇ m or less when confirmed by the method described in the examples.
  • BCC iron with small crystal disorder is deformed preferentially in deformation with a small amount of strain, BCC iron is hardened when dislocations accumulate, and residual austenite undergoes plastic-induced transformation to cause strain.
  • a high work hardening amount can be obtained in a high deformation amount region, and a property of high resistance to bending-bending back can be obtained.
  • BCC iron having a small disorder of crystals surrounding the retained austenite relaxes local stress concentration due to hardness difference between different phases and improves bendability. It has been found that if the area ratio of the BCC iron surrounding the fine retained austenite is 4%, local stress concentration due to the hardness difference between different phases can be relaxed and good bendability can be secured. Therefore, in order to obtain such characteristics, the area ratio of BCC iron surrounding fine retained austenite needs to be 4% or more. It is preferably 5% or more, more preferably 7% or more, and further preferably 10% or more. On the other hand, if the area ratio exceeds 50%, the desired steel plate strength cannot be obtained.
  • the area ratio of BCC iron surrounding the fine retained austenite and having an orientation difference of 1 ° or less is set to 50% or less. It is preferably 45% or less. Further, if the circle-equivalent diameter of the fine retained austenite exceeds 1 ⁇ m, the retained austenite undergoes plastic-induced transformation with a comparatively low strain amount, and thus desired work hardening characteristics cannot be obtained. Therefore, the equivalent circle diameter of the retained austenite surrounded by the BCC iron is set to 1 ⁇ m or less. By satisfying the steel structure of the present invention, generation of BCC iron surrounding the retained austenite having a circle equivalent diameter of more than 1 ⁇ m is suppressed, and a desired effect is obtained.
  • Area ratio of BCC iron having a misorientation of more than 1 °: 25% or more and 85% or less Structures having a misorientation of more than 1 ° include lower bainite, martensite and tempered martensite, which contribute to strengthening the steel sheet. Not only that, by further developing the substructure in the crystal grains, the microscopic interface becomes an obstacle to the propagation of cracks generated in bending. This has the effect of improving the bendability in a synergistic manner, in addition to the effect of forming a hard and uniform structure described above. In order to sufficiently obtain such an effect, the area ratio of BCC iron having an orientation difference of more than 1 ° must exceed 25%.
  • the area ratio of BCC iron having an orientation difference of more than 1 ° is set to 25% or more and 85% or less.
  • a preferred range is 35% or more and 75% or less.
  • the method for manufacturing a thin steel sheet of the present invention includes a hot rolling step, a cold rolling step, and an annealing step. Hereinafter, each step will be described.
  • the hot rolling process is a process of hot rolling a steel material having the above composition.
  • the melting method for manufacturing the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be adopted. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. After that, it is preferable to form a slab (steel material) by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality. Further, a slab may be formed by a known casting method such as an ingot-slump rolling method or a thin slab continuous casting method.
  • the hot rolling conditions are not particularly limited and may be set appropriately.
  • the coiling temperature after hot rolling may be 580 ° C. or lower, more preferably 530 ° C. or lower from the viewpoint of the shape of the coil for cold rolling.
  • the cold rolling process is a process of pickling and cold rolling after the hot rolling process.
  • the nucleation of the reverse transformation in the subsequent heating process is distributed at a high density, and the reverse transformation to austenite is promoted. Therefore, the cold rolling rate needs to be 46% or more. It is preferably 50% or more. Although there is no upper limit, it is substantially 75% or less due to the cold rolling load.
  • the conditions of pickling are not particularly limited, and the conditions may be set by an ordinary method.
  • a heat treatment step of heating to 480 ° C. or higher and 650 ° C. or lower and allowing it to stay in this temperature range for 1 hour or longer.
  • fine cementite is precipitated, and the reverse transformation proceeds further using this as a nucleus, whereby a desired structure is easily obtained.
  • the annealing step is, after the cold rolling step, heated and retained at 815 ° C. or higher for 130 seconds or more, and then cooled to 420 ° C. or higher and 520 ° C. or lower at an average cooling rate from 800 ° C. to 520 ° C. of 8 ° C./s or higher. Then, it is allowed to stay at 420 ° C. or higher and 520 ° C. or lower for 12 seconds or longer and 60 seconds or shorter, and is cooled to a cooling stop temperature of 200 ° C. or higher and 350 ° C. or lower at an average cooling rate of 420 ° C. to 300 ° C.
  • Heating temperature 815 ° C. or more Residence time: 130 seconds or more
  • the reverse transformation to austenite is sufficiently progressed, so that the BCC iron surrounding the retained austenite within 1 ° and the orientation difference between 1 ° and Create a substrate to form a better balance of BCC iron in an appropriate balance.
  • the reverse transformation to austenite does not proceed sufficiently, the BCC iron surrounding the retained austenite with an orientation difference of 1 ° or less is insufficiently generated, and the fraction of BCC iron exceeding the orientation difference of 1 ° also decreases. , Bending-back bending resistance deteriorates.
  • the heating temperature is not particularly limited, but 900 ° C. or lower is preferable for the reason of heat damage to the heating furnace.
  • the upper limit of the residence time is not particularly limited, but 350 seconds or less is preferable from the viewpoint of productivity.
  • the cooling stop temperature is set to 420 ° C. or higher. It is preferably 450 ° C. or higher. If it exceeds 520 ° C, fine residual austenite cannot be obtained due to the influence of polygonal ferrite formation. Therefore, the cooling stop temperature is set to 520 ° C. or lower.
  • Residence time in the temperature range of 420 ° C. or higher and 520 ° C. or lower 12 seconds or more and 60 seconds or less
  • the disorder of the crystal structure surrounding fine retained austenite Produces small BCC iron. If the retention temperature is lower than 420 ° C. or the retention time of 420 ° C. or higher and 520 ° C. or lower is shorter than 12 seconds, it is not possible to sufficiently obtain BCC iron with small disorder of crystals surrounding fine retained austenite. It is preferably 15 seconds or more. On the other hand, if the temperature exceeds 520 ° C, the desired retained austenite cannot be obtained.
  • a suitable range is to allow the liquid to stay at 430 ° C. or more and 505 ° C. or less for 20 seconds or more and 55 seconds or less. In this retention, the temperature may change as long as it is within the above temperature range, or may be kept isothermal.
  • Cooling stop temperature 200 ° C or more and 350 ° C or less
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited.
  • stop cooling in the temperature range of 200 ° C to 350 ° C. It is preferably 230 ° C. or higher and 330 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature is lower than 200 ° C., the austenite existing in the steel sheet undergoes martensitic transformation, so that a desired amount of retained austenite cannot be obtained.
  • the lower bainite transformation progresses insufficiently and the desired effect cannot be obtained, and if it exceeds 25 seconds, the effect is not only saturated, but also the reheating effect of the next step fluctuates, and the material, especially the strength fluctuation. Grows larger. It is preferably 3 seconds or more and 20 seconds or less.
  • Heating temperature 300 ° C or more and 500 ° C or less
  • Residence time in the temperature range of 300 ° C or more and 500 ° C or less 480 seconds or more and 1800 seconds or less
  • C is concentrated in the retained austenite. The purpose is to make it remain as retained austenite when it is cooled to room temperature and to temper the part that has undergone martensitic transformation at the time of heating. If the residence temperature is lower than 300 ° C. or the residence time is shorter than 480 seconds, the retained austenite is not concentrated, and thermally unstable austenite undergoes martensite transformation when cooled to room temperature. The amount of austenite cannot be obtained.
  • tempering of martensite does not proceed sufficiently with hard quenching.
  • the residence temperature exceeds 500 ° C. or the residence time exceeds 1800 seconds
  • cementite precipitates in austenite and decomposes, so that a desired amount of retained austenite cannot be obtained.
  • tempering proceeds excessively, a desired strength can be obtained. Therefore, in the reheating after cooling from 200 ° C. to 350 ° C., it was made to stay in the range of 300 ° C. or more and 500 ° C. or more for 480 seconds or more and 1800 seconds or less.
  • a 250 mm thick steel material having the composition shown in Table 1 was hot-rolled, pickled, and cold-rolled, and then annealed in a continuous annealing furnace under the conditions shown in Table 2 to obtain an elongation of 0.2. % To 0.4% was temper-rolled to produce a steel sheet for evaluation. Partly, the heat treatment step was performed in a box-type annealing furnace before cold rolling or before the annealing step. And the obtained steel plate was evaluated by the following methods.
  • Ferrite is a structure in which corrosion marks and second phase structures are not observed in the grains.
  • the upper bainite is a structure in which corrosion marks and a second phase structure are recognized in the grains
  • the tempered martensite and the lower bainite are structures in which a lath structure and a fine second phase structure are observed in the grains.
  • the total of the structures of the upper bainite, the lower bainite, and the tempered martensite was obtained as the total of the above area ratios.
  • BCC iron surrounding the retained austenite having a circle-equivalent diameter of 1 ⁇ m or less was used for the same cross section as the SEM observation. Specifically, a region of 1 ⁇ 10 3 ⁇ m 2 or more in the plate thickness 1 ⁇ 4t portion was measured at a measurement step of 0.1 ⁇ m.
  • BCC iron having a KAM value of 1 ° or less was determined by the KAM (Kernel Average Misorientation) method, and the retained austenite was identified by the phase map.
  • a cutting method was adopted for both the SEM image and the EBSD image, and 20 horizontal lines and 20 vertical lines each having an actual length of 30 ⁇ m were drawn so as to form a grid pattern on the obtained photograph, The tissue was identified, and the ratio of the number of intersections of each tissue to all the intersections was defined as the area ratio of each tissue.
  • it does not cross over a large angle grain boundary with an orientation difference of 15 ° or more, does not cross over a BCC iron having a KAM value of more than 1 °, and has a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less around retained austenite.
  • BCC iron having a KAM value of 1 ° or less that surrounds or is in contact with 90% or more of the peripheral length of retained austenite was identified as BCC iron having a misorientation of 1 ° or less that surrounds retained austenite having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less. According to the above definition, those that meet the following (a) and (b) are outside the range of BCC iron with a misorientation within 1 ° surrounding the retained austenite having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less, which is defined above, Only BCC iron that meets the following (c) is within the above definition.
  • A Retained austenite having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less is in contact with two BCC iron crystal grains across a large-angle grain boundary with a misorientation of 15 ° or more, and BCC iron in two regions and a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less remain BCC iron having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less and having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less and exceeding 10% of the entire circumference of the retained austenite (b) BCC iron having a KAM value of 1 ° or more adjacent to the retained austenite having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less BCC iron (c) in which the crystal grains are inherently austenite with a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or less is in contact with two BCC iron crystal grains across a large angle grain boundary with a misorientation of 15 ° or more.
  • the product of uniform elongation and tensile strength is 12000 MPa ⁇ % or more
  • the condition for suppressing necking and cracking is a material that can withstand severe processing such as bending and unbending such as roll forming.
  • tensile strength TS was 980 MPa or more, and it was found that good moldability was obtained. Further, in the present invention example in which the area ratio of BCC iron surrounding fine retained austenite is 4% or more, good uniform elongation (U-El), total elongation (El), even at tensile strength TS: 980 MPa or more, The amount of work hardening and bendability were shown. On the other hand, in Comparative Examples outside the scope of the present invention, the tensile strength did not reach 980 MPa, or the work hardening amount and bendability required in the present invention were not obtained.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

引張強さ：９８０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な成形性を具備する薄鋼板およびその製造方法を提供する。　特定の成分組成と、フェライト面積率が４％以下（０％を含む）、焼入ままマルテンサイトの面積率が１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトが７％以上２０％以下、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトが合計で７１％超え９３％未満を含み、さらに円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率が４％以上５０％以下、方位差１°を上回るＢＣＣ鉄の面積率が２５％以上８５％以下である鋼組織と、を有する薄鋼板とする。

Description

薄鋼板およびその製造方法
　本発明は、薄鋼板およびその製造方法に関する。本発明の薄鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上の強度で、優れた加工性を兼備する。このため、本発明の薄鋼板は、自動車用シート用部品の素材に適する。
　近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
　一般に、鋼板の高強度化にともない成形性は悪化する傾向にあるため、高強度鋼板の普及をさらに拡大させるには成形性の改善が必須である。そのため、成形性を兼備する材料の必要性はますます高まっている。
　成形性を改善する手法として残留オーステナイトを活用したＴＲＩＰ鋼板についてこれまでに様々な技術が公知となっている。
　例えば、特許文献１では、フェライトが平均結晶粒径３μｍ以下かつ体積分率５％以下、残留オーステナイトが体積分率１０～２０％、マルテンサイトが平均結晶粒径４μｍ以下かつ体積分率２０％以下、かつ、残部にベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを含み、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内１００μｍ２当たりにおける粒径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の平均粒子数が３０個以上のセメンタイト粒子を析出させることで伸び、伸びフランジ性に優れ、高降伏比を有する１１８０ＭＰａ以上の鋼板が得られるとしている。
　特許文献２および３では、それぞれフェライト分率が５％以下もしくはフェライト分率が５％超え５０％以下で、残留オーステナイト量が１０％以上としたうえで、残留オーステナイトとマルテンサイトの複合組織であるＭＡを微細化し、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトを増加させることで伸び、穴広げ性、深絞り性の優れた鋼板が得られるとしている。
ＷＯ２０１５－１１５０５９号公報 特開２０１７－２１４６４８号公報 特開２０１７－２１４６４７号公報
　特許文献１で提案された技術では、セメンタイトを析出させなければ焼き戻しマルテンサイトやベイナイトの硬度が高くなり、伸びフランジ性が劣化するとしている。すなわちセメンタイトの析出状態によって鋼板強度や成形性が必然的に変化する。このため、特許文献１で提案された技術では、安定した機械的性質を有する鋼板が得られない。
　特許文献２および３で提案された技術では、炭素濃化領域が大きすぎるとＭＡが粗大となるため、穴広げ性が悪化し、穴広げ率が低下するとしている。しかしながら、ＴＲＩＰ鋼は残留オーステナイト中への炭素濃化量増加にともない、延性は上昇するのに対し、伸びフランジ性を両立させる観点からＴＲＩＰ効果を最大限得られていない問題がある。
　いずれの特許文献で提案された技術でも、優れた成形性および高強度をより高い水準で実現することが求められる。この要求に鑑み、本発明では引張強さ：９８０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な成形性を具備する薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　上記課題を解決するために、本発明者らは成形性を向上させるための要件について検討した。本発明での主な対象はシート用部品であるが、極めて高い曲げ性が求められる。このとき、最終工程までに曲げ戻しの影響があるため、曲げ－曲げ戻し状況下で加工部の板厚減少を抑制する必要があり、通常の曲げ性に加えて、高い均一伸びと加工硬化量も兼備させる必要がある。これを実現するためには結晶構造の乱れの小さいＢＣＣ鉄を一定以上の分率で含有することが効果的であることを知見した。さらに、引張と圧縮が繰り返されたときにボイドの発生を抑止するには硬質相のサイズを微細化する必要があることを知見した。ＢＣＣ鉄の結晶の乱れを抑制し、かつ硬質相のサイズを微細化するには、焼鈍時に充分にオーステナイトへの逆変態を進行させた後に４５０℃程度で保持したのち、急冷することが有効であることがわかった。本発明で対象とする薄鋼板の板厚は、０．４ｍｍ以上２．６ｍｍ以下である。
　以上の要件を満たす鋼板成分および鋼板組織の製造条件について鋭意追究することで、本発明の完成に至った。その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．２３％以下、Ｓｉ：１．３０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．００６０％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト面積率が４％以下（０％を含む）、焼入ままマルテンサイトの面積率が１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトが７％以上２０％以下、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトが合計で７１％超え９３％未満を含み、さらに円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率が４％以上５０％以下、方位差１°を上回るＢＣＣ鉄の面積率が２５％以上８５％以下である鋼組織と、を有する薄鋼板。
［２］質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．２３％以下、Ｓｉ：１．３０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．００６０％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト面積率が４％以下（０％を含む）、焼入ままマルテンサイトの面積率が１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトが７％以上２０％以下、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトが合計で７１％超え９３％未満を含み、さらに円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率が５％以上５０％以下、方位差１°を上回るＢＣＣ鉄の面積率が２５％以上８５％以下である鋼組織と、を有する薄鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下を含有する［１］または［２］に記載の薄鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１％以下、Ｖ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下およびＢ：０．０００２％以上０．００５０％以下の１種または２種以上を含有する［１］～［３］のいずれかに記載の薄鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上０．２％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下およびＣａ：０．０００２％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有する［１］～［４］のいずれかに記載の薄鋼板。
［６］［１］～［５］のいずれかに記載の成分組成を有し、熱延鋼板に４６％以上の冷間圧延率で冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程後、加熱し、８１５℃以上で１３０秒以上滞留させた後、８００℃から５２０℃までの平均冷却速度が８℃／s以上で４２０℃以上５２０℃以下の温度域まで冷却し、該温度域で１２秒以上６０秒以下滞留させ、４２０℃から３００℃までの温度区間で平均冷却速度が８℃/s以上で２００℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度から±５０℃の温度域に２秒以上２５秒以下滞留したのち、３００℃以上５００℃以下の温度まで加熱した後、該温度範囲で４８０秒以上１８００秒以下滞留させる焼鈍工程と、を有する薄鋼板の製造方法。
　本発明によれば、引張強さ（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上の高強度と、優れた成形性を備える。本発明の薄鋼板を自動車部品に適用すれば、自動車部品のさらなる軽量化が実現される。
図１（ａ）～（ｃ）は、本発明における、円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の定義を説明する模式図である。
　以下、本発明の実施形態を具体的に説明する。
　本発明の薄鋼板について、成分組成、鋼組織の順で説明する。なお、以下の成分組成の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１０％以上０．２３％以下
　Ｃは、鋼板の高強度化に寄与するうえ、残留オーステナイトの生成を促進することで加工性を上昇させる効果がある。本発明で求める引張強さ：９８０ＭＰａ以上かつ、所望の溶融金属部の硬度を得るには、少なくともＣ含有量は０．１０％以上とする必要がある。好ましくは０．１１％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２３％を上回ると、結晶の乱れの小さいＢＣＣ鉄や微細な残留オーステナイトが得られなくなるため、加工性が劣化する。以上から、Ｃ含有量を０．２３％以下とした。好ましくは０．２２％以下である。
　Ｓｉ：１．３０％以上２．２０以下
　Ｓｉは鋼板の伸びを上昇させる。そこで、Ｓｉ含有量は１．３０％以上とする。好ましくは１．３５％以上である。一方、Ｓｉを過度に添加すると化成処理性が悪化し、自動車用部材として適さなくなる。このような観点から、Ｓｉ含有量は２．２０％以下とした。好ましくは２．１０％以下である。
　Ｍｎ：２．０％以上３．２％以下
　Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、フェライト相の残存を抑制し残留オーステナイト面積率を得るために必要な元素である。そこで、Ｍｎ含有量は２．０％以上とする。好ましくは２．１％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過度になると、上記効果が飽和するうえ鋳造性や圧延性に問題が生じる。以上から、Ｍｎ含有量は３．２％以下とした。好ましくは３．０％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、溶接性を低下させる有害元素である。このため、Ｐ含有量は極力低減することが好ましい。本発明では、Ｐ含有量は０．０５％まで許容できる。好ましくは０．０２％以下である。より厳しい溶接条件下で使用するには、０．０１％以下まで抑制することがより好ましい。一方、製造上、０．００２％は不可避的に混入する場合がある。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、溶接性に悪影響をもたらす。そのため、Ｓも有害元素であるため極力低減することが好ましい。本発明では、０．００５％まで許容できるため、Ｓ含有量を０．００５％以下とした。好ましくは、０．００３％以下であるが、より厳しい溶接条件下で使用するには、０．００１％以下まで抑制することがより好ましい。製造上、０．０００２％は不可避的に混入する場合がある。
　Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下
　Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する。この添加目的からＡｌ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ａｌが０．１００％を上回ると脱酸剤としての効果が飽和するうえ、鋳造性劣化を招く。このような観点から、Ａｌ含有量は０．１００％以下とした。好ましくは０．０８５％以下である。
　Ｎ：０．００６０％以下
　Ｎは、常温時効性を悪化させ予期せぬ割れを発生させるため、成形性に対して悪影響をもたらす有害元素である。そのため、Ｎは出来る限り低減することが望ましい。本発明では０．００６０％まで許容できる。好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００５％は不可避的に混入する場合がある。
　本発明の薄鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の薄鋼板は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　以上の基本成分以外に、本発明の成分組成は、以下の元素を任意元素として含んでもよい。
　質量％で、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下を含んでもよい。Ｓｂは高温での焼鈍時の鋼板表面脱炭を抑制し、機械的性質の安定確保に役立つ元素である。このような効果を得るにはＳｂ：０．００１％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｂが０．０５０％を上回ると上記効果が飽和する。そのため、Ｓｂの含有量は０．０５０％以下とした。
　上記に加えてさらに、Ｔｉ：０．００１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１％以下、Ｖ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
　ＴｉおよびＮｂは高強度化に寄与する元素である。一方、過度に含有させるとピン止め効果により結晶構造の乱れが少ないＢＣＣの生成を阻害する。したがって、ＴｉおよびＮｂの含有量はそれぞれ０．００１％以上０．１％以下および０．００１％以上０．１％以下が好ましい。
　Ｖは鋼中への溶解度が高いため、本発明で指向する高温焼鈍ではある程度溶解することができる。一方、過度に添加するとＴｉやＮｂと同様ピン止め効果によって結晶構造の乱れが少ないＢＣＣが得られなくなる。したがって、Ｖ含有量は０．００１％以上０．３％以下が好ましい。より好ましくは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶ含有量合計の下限量は０．００５％以上であり、より好ましくはＴｉおよびＮｂ含有量の合計は０．１％以下である。
　Ｎｉ、ＣｒおよびＢは焼入性を上昇させることで、後述する円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄が得られやすくなる。一方、これらの元素を過度に含有させると微細な残留オーステナイトが得られなくなったり、焼入性の効果が飽和したりする。そこで、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下の範囲が好ましい。
　さらに、上記に加えてＣｕ：０．０１％以上０．２％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下、Ｃａ：０．０００２％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有させてもよい。これら元素は強度調整、介在物制御等に使用される元素であるが、これら元素を上記範囲で含有しても本発明の効果は損なわれない。
　上記成分以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。また、上記任意元素を上記下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素により、本発明の効果は損なわれないため、下限値未満で含まれる任意元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
　続いて、本発明の薄鋼板の鋼組織について説明する。
　フェライト面積率：４％以下（０％を含む）
　本発明では焼鈍中に充分にオーステナイトへの逆変態を進行させた後、４５０℃近傍での保持により微細な残留オーステナイトを内包する結晶の乱れの小さいＢＣＣ鉄を適正な分率で生成させたのち急冷して微細な低温変態相を生成する。このため、フェライト相が過度に生成した状態であると保持過程での所望の鋼組織生成が遅延する。さらには、焼鈍中に生成するフェライトは軟質であるため、隣接する硬質相との界面でボイドが生成し易くなり曲げ性を低下させる。このような影響を抑制できる許容範囲は４％であるため、フェライト面積率を４％以下とした。好ましくは３％以下である。本発明のフェライトはポリゴナルフェライトであり、粒内に腐食痕や第二相組織が含まれない組織を対象とする。
　焼入ままマルテンサイトの面積率が１０％以下（０％を含む）、
　焼入ままマルテンサイトは非常に硬質であるため、曲げ加工時に表面近傍で粒界が亀裂の発生起点となり曲げ性を著しく低下させる。本発明で求める曲げ性を得るには、焼入ままマルテンサイトの面積率は５％以下とする必要がある。好ましくは３％以下である。焼入ままマルテンサイトの面積率は少ないほど好ましく、０％であっても良い。
　残留オーステナイト：７％以上２０％以下
　残留オーステナイトは成形性を改善し、本発明で求める引張特性を得るには７％以上の残留オーステナイトを生成させる必要がある。そこで、残留オーステナイトの面積率は７％以上とした。好ましくは８％以上である。一方、過剰の残留オーステナイトは遅れ破壊特性を悪化させるため、残留オーステナイトは２０％以下とした。好ましくは１７％以下である。
　上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトが合計で７１％超え９３％未満
　上記した組織以外の領域は、主に上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトから構成されるのが望ましい。鋼板の素地が主としてこれらの低温変態組織より構成されることで、所望の強度を得やすくなるとともに、鋼組織内での硬さの分布が狭小化して曲げ加工時の局部的な応力集中を緩和し曲げ性を改善する。このような効果を有効に発現するには、その合計が７１％超え９３％未満とした。
　円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率：４％以上５０％以下
　結晶の乱れの少ないＢＣＣ鉄は延性に富み、変形にともなう転位強化量を上昇させるため、加工硬化量および均一伸びを上昇させる。本発明では、該ＢＣＣ鉄が円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲むこと、すなわち微細な残留オーステナイトを内包する結晶の乱れの小さいＢＣＣ鉄を生成させることが特徴のひとつである。ここで、「囲む」とは、実施例に記載の方法で確認したときに、円相当直径が１μｍ以下の残留オーステナイトの外周の９０％以上を囲うことを指す。このような鋼組織とすることで、ひずみ量が小さい変形では結晶の乱れが小さいＢＣＣ鉄が優先的に変形し、転位が蓄積するとＢＣＣ鉄が硬化し、残留オーステナイトが塑性誘起変態することでひずみ量が高い変形領域で高い加工硬化量が得られ、曲げ－曲げ戻しへの耐性が高い特性が得られる。さらに、残留オーステナイトがマルテンサイトに変態して硬質化するにあたり、これを囲む結晶の乱れが小さいＢＣＣ鉄が異相間の硬度差にともなう局所的な応力集中を緩和し曲げ性を向上する。微細な残留オーステナイトを囲むＢＣＣ鉄の面積率が４％あれば、異相間の硬度差にともなう局所的な応力集中を緩和でき、良好な曲げ性を担保できることを知見した。したがって、このような特性を得るには微細な残留オーステナイトを囲むＢＣＣ鉄の面積率は４％以上必要である。好ましくは５％以上、より好ましくは７％以上で、さらに好ましくは１０％以上である。一方、該面積率が５０％を超えると所望の鋼板強度が得られなくなる。そのため、微細な残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率は５０％以下とした。好ましくは４５％以下である。また、この微細な残留オーステナイトの円相当直径が１μｍを上回ると比較的低いひずみ量で残留オーステナイトが塑性誘起変態してしまうため、所望の加工硬化特性が得られない。したがって、上記ＢＣＣ鉄に囲まれる残留オーステナイトの円相当直径は１μｍ以下とした。なお、本発明の鋼組織を満たすことで、円相当直径が１μｍを上回る残留オーステナイトを囲むＢＣＣ鉄の生成が抑制され、所望の効果が得られる。
　円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率を測定するうえでは、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回析法）でＫＡＭ値１°以下の領域を特定し、そのうえで円相当直径の平均値が１μｍ以下となる領域を抽出すればよい。円相当直径が１μｍを超える場合は、ＢＣＣ鉄のＫＡＭ値が１°以下であっても除外される。除外する場合は、同一の方位を有するブロックの範囲とする。このように、「方位差」は実施例に記載の方法で測定した「ＫＡＭ値」で表すことができる。
　方位差１°を上回るＢＣＣ鉄の面積率：２５％以上８５％以下
　方位差１°を上回る組織は下部ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトなどが挙げられるが、鋼板の高強度化に寄与するのみならず、さらに結晶粒内に微細に下部組織を発達させることで、その微視的な界面が曲げ加工に発生した亀裂が伝播する障害となる。これにより上記した硬質かつ均一な組織形成による効果に加え、相乗して曲げ性を向上する作用がある。このような効果を充分に得るためには、方位差１°を上回るＢＣＣ鉄の面積率が２５％を超える必要がある。一方、このような組織は塑性変形能に劣るため、該面積率が８５％を上回ると、所望の成形性が得られなくなる。そのため、方位差１°を上回るＢＣＣ鉄の面積率は２５％以上８５％以下とした。好ましい範囲は３５％以上７５％以下である。
　残部組織は特に規定しないが上記した鋼組織が達成されていれば、その他の組織が混在しても発明の効果は損なわれない。
　続いて、本発明の薄鋼板の製造方法について説明する。本発明の薄鋼板の製造方法は、熱延工程、冷延工程、焼鈍工程を有する。以下、各工程について説明する。
　熱延工程とは、上記の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延する工程である。
　鋼素材製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
　上記鋼素材を熱間圧延する際、熱延条件は特に限定されず、適宜設定すればよい。例えば、熱延後の巻取温度を５８０℃以下、冷間圧延用コイルの形状の観点から、より好ましくは５３０℃以下とするなどが挙げられる。
　冷延工程とは、上記熱延工程後、酸洗し、冷間圧延する工程である。冷間圧延では、引続く加熱過程での逆変態の核生成を高密度に分布させ、オーステナイトへの逆変態を促進させるため、冷間圧延率は４６％以上とする必要がある。好ましくは５０％以上である。上限は設けないが、冷間圧延負荷の都合上、実質７５％以下である。ここで、酸洗の条件は特に限定されず、通常の方法で条件を設定すればよい。
　冷延工程後、後述する焼鈍工程前に、４８０℃以上６５０℃以下に加熱し該温度域で１時間以上滞留させる熱処理工程を行うことがより好ましい。上記熱処理工程を行うことにより微細なセメンタイトが析出することで、これを核として逆変態がより一層進行して、所望の組織が得られやすくなる。
　焼鈍工程とは、冷延工程後、加熱し、８１５℃以上で１３０秒以上滞留させた後、８００℃から５２０℃までの平均冷却速度が８℃／ｓ以上で４２０℃以上５２０℃以下まで冷却し、４２０℃以上５２０℃以下で１２秒以上６０秒以下滞留させ、４２０℃から３００℃までの平均冷却速度が８℃／ｓ以上で２００℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度から±５０℃の温度域に２秒以上２５秒以下滞留したのち、３００℃以上５００℃以下の温度まで加熱した後、該温度範囲で４８０秒以上１８００秒以下滞留させる工程である。
　加熱温度：８１５℃以上
　滞留時間：１３０秒以上
　この加熱及び滞留では、オーステナイトへの逆変態を充分に進行させることで、残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄と、方位差１°を上回るＢＣＣ鉄を適切なバランスで形成させる素地を作る。このときオーステナイトへの逆変態が十分に進行していないと、残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の生成が不十分となり、方位差１°を上回るＢＣＣ鉄の分率も低下するため、曲げ－曲げ戻しへの耐性が悪化する。所望のオーステナイトを得るには、８１５℃以上で１３０秒以上滞留させる必要がある。好ましくは、８３０℃以上で１３０秒以上滞留させ、さらに好ましくは８５０℃以上で１４０秒以上滞留させる。加熱温度の上限は特に限定されないが加熱炉の熱損傷の理由から９００℃以下が好ましい。また、滞留時間の上限は特に限定されないが生産性の観点から３５０秒以下が好ましい。
　８００℃から５２０℃までの平均冷却速度：８℃／ｓ以上
　冷却停止温度：４２０℃以上５２０℃以下
　加熱後はポリゴナルフェライトの生成を抑制する必要がある。この間にポリゴナルフェライトが生成すると微細な残留オーステナイトを含む結晶の乱れが小さいＢＣＣ鉄が得られなくなり、所望の鋼板特性が得られなくなる。この観点から、ポリゴナルフェライト生成域である８００℃から５２０℃までの平均冷却速度を８℃／ｓ以上とした。好ましくは１０℃／ｓ以上である。上記平均冷却速度の上限は特に定めないが、実質的に１５０℃／ｓ以下である。
　ポリゴナルフェライト生成を抑制し、微細な残留オーステナイトを取り囲む結晶構造の乱れが小さいＢＣＣ鉄を生成させるためには、４２０℃以上５２０℃以下まで冷却する必要がある。４２０℃を下回るとマルテンサイト変態が進行してしまい、結晶構造の乱れが大きくなり所望の鋼組織が得られない。そこで冷却停止温度を４２０℃以上とする。好ましくは４５０℃以上である。５２０℃超の場合はポリゴナルフェライト生成の影響で、微細な残留オーステナイトが得られない。そこで、冷却停止温度を５２０℃以下とする。
　４２０℃以上５２０℃以下の温度域の滞留時間：１２秒以上６０秒以下
　４２０℃以上５２０℃以下の温度域での１２秒以上６０秒以下の滞留で、微細な残留オーステナイトを取り囲む結晶構造の乱れが小さいＢＣＣ鉄を生成させる。滞留温度が４２０℃を下回ったり、４２０℃以上５２０℃以下の滞留時間が１２秒を下回ったりすると微細な残留オーステナイトを取り囲む結晶の乱れが小さいＢＣＣ鉄が十分に得られなくなる。好ましくは１５秒以上である。一方、５２０℃を上回ると所望の残留オーステナイトが得られなくなる。４２０℃以上５２０℃以下の滞留時間が６０秒を上回ると、結晶の乱れが小さいＢＣＣ鉄が過度に生成して、所望の引張強さ：９８０ＭＰａが得られない。好適範囲は、４３０℃以上５０５℃以下で２０秒以上５５秒以下滞留させることである。また、この滞留においては、上記温度範囲内にあれば温度変化があってもよいし、等温保持でもよい。
　４２０℃から３００℃までの平均冷却速度：８℃／ｓ以上
　冷却停止温度：２００℃以上３５０℃以下
　冷却過程で生成する鋼組織を微細化し、方位差１°超のＢＣＣ鉄の生成を促進ため、４２０℃から３００℃まで平均冷却速度８℃／ｓ以上で冷却する必要がある。８℃／ｓを下回ると下部組織の微細化が抑制され、方位差１°超のＢＣＣ鉄の生成が不十分になる。好ましくは１０℃／ｓ以上である。平均冷却速度の上限は特に限定されない。
　冷却後は２００℃以上３５０℃以下の温度域で冷却を停止する。好ましくは２３０℃以上３３０℃以下である。冷却停止温度が２００℃を下回ると鋼板中に存在するオーステナイトがマルテンサイト変態することで、所望の残留オーステナイト量が得られなくなる。
　冷却停止温度から±５０℃の温度域に２秒以上２５秒以下滞留
　また、冷却停止温度から５０℃低い温度までの温度域においては下部ベイナイト変態が進行する。この下部ベイナイト変態進行によって未変態オーステナイトの量が低下して、最終的な焼入ままマルテンサイト量が減少し曲げ性が改善する。この効果を得るには、２００℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した時点から再加熱までの区間、すなわち、冷却停止温度から±５０℃の温度域で２秒以上２５秒以下滞留させる必要がある。２秒未満では下部ベイナイト変態進行が不十分で所望の効果が得られず、２５秒を超えると、その効果は飽和するばかりか、次工程の再加熱効果に変動が生じ、材質、特に強度変動が大きくなる。好ましくは３秒以上２０秒以下である。
　加熱温度：３００℃以上５００℃以下
　３００℃以上５００℃以下の温度域での滞留時間：４８０秒以上１８００秒以下
　３００℃以上５００℃以下の温度域での滞留では、残留オーステナイト中にＣを濃化させ、室温まで冷却した際に残留オーステナイトとして残存させるとともに、加熱時点でマルテンサイト変態した部分を焼き戻すことが目的である。滞留温度が３００℃を下回る、あるいは滞留時間が４８０秒を下回ると、残留オーステナイト中が濃化されず、熱的に不安定なオーステナイトは室温まで冷却した際にマルテンサイト変態するため、所望の残留オーステナイト量が得られない。さらに、硬質な焼入れままマルテンサイトの焼き戻しが充分に進行しない。一方、滞留温度が５００℃を上回る、あるいは滞留時間が１８００秒を上回ると、オーステナイト中にセメンタイトが析出して分解するため、所望の残留オーステナイト量が得られない。さらには、過度に焼き戻しが進行した場合には所望の強度が得られる。そこで、２００℃から３５０℃まで冷却した後の再加熱では３００℃以上５００℃以上の範囲で４８０秒以上１８００秒以下滞留させることとした。
　表１に示す成分組成を有する厚さ２５０ｍｍの鋼素材を熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後に、連続焼鈍炉にて表２に示す条件で焼鈍した後、伸長率０．２％～０．４％の調質圧延を施し、評価に供する鋼板を製造した。一部、冷間圧延前もしくは焼鈍工程前に箱型焼鈍炉にて熱処理工程を施した。そして、得られた鋼板を以下の手法で評価した。
　（ｉ）組織観察（金属組織の面積率）
　鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を１％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡で２０００倍に拡大して鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置（以下、単に板厚１／４ｔ部という。）を１０視野分撮影した。フェライトは粒内に腐食痕や第二相組織が観察されない組織である。上部ベイナイトは粒内に腐食痕や第二相組織が認められる組織であり、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは粒内にラス構造や微細第二相組織が観察される組織である。上部ベイナイト、下部ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの組織の合計は上記全ての面積率合計として求めた。
　円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを取り囲むＢＣＣ鉄の測定には、ＳＥＭ観察と同じ断面を対象にＥＢＳＤを用いた。具体的には、板厚１／４ｔ部の１×１０３μｍ２以上の領域を、測定ステップ０．１μｍで測定した。結晶構造の乱れはＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）法によってＫＡＭ値が１°以下であるＢＣＣ鉄を求め、ｐｈａｓｅ　ｍａｐによって残留オーステナイトを同定した。
　面積率の測定は、ＳＥＭ像およびＥＢＳＤ像のいずれも切断法を採用し、得られた写真に対して実長さ３０μｍの水平線および垂直線各２０本を格子状となるように引き、交点の組織を同定し、全交点に対する各組織の交点数の比率を各組織の面積率とした。ここで、各測定点に対し、方位差１５°以上の大角粒界を跨がず、かつＫＡＭ値が１°を上回るＢＣＣ鉄を跨がず、円相当直径が１μｍ以下の残留オーステナイトの周囲を囲む、あるいは残留オーステナイトの周長９割以上と接するＫＡＭ値１°以下のＢＣＣ鉄を、円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄として同定した。上記の定義に従うと、以下の（ａ）および（ｂ）に合致するものは、上記で定義した、円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の範囲外であり、以下の（ｃ）に合致するＢＣＣ鉄のみ上記の定義の範囲内である。
（ａ）円相当直径が１μｍ以下の残留オーステナイトが方位差１５°以上の大角粒界を跨いで２つのＢＣＣ鉄の結晶粒に接し、２つの領域のＢＣＣ鉄と円相当直径が１μｍ以下の残留オーステナイトとの境界の長さがともに円相当直径が１μｍ以下の残留オーステナイト周全長の１０％を超えるＢＣＣ鉄
（ｂ）円相当直径が１μｍ以下の残留オーステナイトと隣接するＫＡＭ値１°以上のＢＣＣ鉄の結晶粒が内存するＢＣＣ鉄
（ｃ）円相当直径が１μｍ以下の残留オーステナイトが方位差１５°以上の大角粒界を跨いで２つのＢＣＣ鉄の結晶粒に接しているが、２つの領域のＢＣＣ鉄と円相当直径が１μｍ以下の残留オーステナイトとの境界の長さのどちらかが円相当直径が１μｍ以下の残留オーステナイト周全長の１０％を超えないＢＣＣ鉄
　図１に上記（ａ）～（ｃ）の模式図を示す。なお、円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°を上回るＢＣＣ鉄の面積率の算出に当たっては、１００％－（円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率＋円相当直径１μｍ以上の残留オーステナイトを囲むブロックの面積率＋残留オーステナイトの面積率あるいはＸＲＤで求めた体積率）を計算すればよい。
　（ｉｉ）ＸＲＤによる残留オーステナイト分率測定
　鋼板を板厚１／４位置まで研磨後、化学研磨により更に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、ＦＣＣ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ＢＣＣ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ＢＣＣ鉄（フェライト）各面からの積分反射強度に対するＦＣＣ鉄（オーステナイト）各面からの積分反射強度の強度比から求めたオーステナイトの割合を残留オーステナイト分率とした。
　（ｉｉｉ）引張試験
　得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の、引張強さ（ＴＳ）、均一伸び（Ｕ－Ｅｌ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。表３において、引張強さ：９８０ＭＰａ以上、かつＴＳとＵ－Ｅｌとの積が１２０００ＭＰａ・％以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。
　また、成形性を良好なものとするには厳しい加工を与えられたときにくびれが発生しないこと、かつひずみを分散させることでネッキングや割れを抑制することが有効である。本発明では、例えばロールフォーミング等の曲げー曲げ戻しがなされる厳しい加工に耐えうる材質として、ネッキングや割れを抑制するための条件として、均一伸びと引張強さとの積が１２０００ＭＰａ・％以上、かつ真応力（σ）―真ひずみ（ε）曲線上、塑性不安定条件（ｄσ／ｄε＝０）を満たすεの８０％でのｄσ／ｄεを引張強さで除した値が１．３以上を好適範囲とした。
　（ｉｖ）曲げ試験
　曲げ性を調査するため、幅１００ｍｍ、長さ３５ｍｍの短冊状サンプルを切り出し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠した頂角９０°のＶブロック法にて曲げ試験を実施し、割れが発生しない最小のダイス径（Ｒ）を求め、板厚（ｔ）で除することで限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）を求め、この好適範囲を１．５以下とした。
　本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：９８０ＭＰａ以上であり良好な成形性が得られたことがわかる。また、微細な残留オーステナイトを囲むＢＣＣ鉄の面積率が４％以上となる本発明例は、引張強さＴＳ：９８０ＭＰａ以上においても、良好な均一伸び（Ｕ－Ｅｌ）、全伸び（Ｅｌ）、加工硬化量および曲げ性を示した。一方、本発明の範囲を外れる比較例は引張強さ９８０ＭＰａに達していないか、本発明で求める加工硬化量や曲げ性が得られなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０％以上０．２３％以下、
    Ｓｉ：１．３０％以上２．２０％以下、
    Ｍｎ：２．０％以上３．２％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、
    Ｎ：０．００６０％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    フェライト面積率が４％以下（０％を含む）、焼入ままマルテンサイトの面積率が１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトが７％以上２０％以下、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトが合計で７１％超え９３％未満を含み、さらに円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率が４％以上５０％以下、方位差１°を上回るＢＣＣ鉄の面積率が２５％以上８５％以下である鋼組織と、を有する薄鋼板。
  2. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０％以上０．２３％以下、
    Ｓｉ：１．３０％以上２．２０％以下、
    Ｍｎ：２．０％以上３．２％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、
    Ｎ：０．００６０％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    フェライト面積率が４％以下（０％を含む）、焼入ままマルテンサイトの面積率が１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトが７％以上２０％以下、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトが合計で７１％超え９３％未満を含み、さらに円相当直径１μｍ以下の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率が５％以上５０％以下、方位差１°を上回るＢＣＣ鉄の面積率が２５％以上８５％以下である鋼組織と、を有する薄鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下を含有する請求項１または２に記載の薄鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．１％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．１％以下、
    Ｖ：０．００１％以上０．３％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、
    Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下および
    Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下の１種または２種以上を含有する請求項１～３のいずれかに記載の薄鋼板。
  5. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１％以上０．２％以下、
    Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下および
    Ｃａ：０．０００２％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有する請求項１～４のいずれかに記載の薄鋼板。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の成分組成を有し、熱延鋼板に４６％以上の冷間圧延率で冷間圧延する冷延工程と、
    前記冷延工程後、加熱し、８１５℃以上で１３０秒以上滞留させた後、８００℃から５２０℃までの平均冷却速度が８℃／ｓ以上で４２０℃以上５２０℃以下の温度域まで冷却し、該温度域で１２秒以上６０秒以下滞留させ、４２０℃から３００℃までの温度区間で平均冷却速度が８℃／ｓ以上となるよう２００℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度から±５０℃の温度域に２秒以上２５秒以下滞留したのち、３００℃以上５００℃以下の温度まで加熱した後、該温度範囲で４８０秒以上１８００秒以下滞留させる焼鈍工程と、を有する薄鋼板の製造方法。
PCT/JP2019/040400 2018-10-17 2019-10-15 薄鋼板およびその製造方法 WO2020080339A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201980067526.2A CN112840055B (zh) 2018-10-17 2019-10-15 薄钢板及其制造方法
US17/284,981 US20210381077A1 (en) 2018-10-17 2019-10-15 Thin steel sheet and method for manufacturing same
KR1020217011094A KR102517187B1 (ko) 2018-10-17 2019-10-15 박강판 및 그의 제조 방법
EP19874333.8A EP3868909A1 (en) 2018-10-17 2019-10-15 Thin steel sheet and method for manufacturing same
MX2021004416A MX2021004416A (es) 2018-10-17 2019-10-15 Chapa de acero delgada y metodo para fabricar la misma.
JP2020505290A JP6737419B1 (ja) 2018-10-17 2019-10-15 薄鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018195602 2018-10-17
JP2018-195602 2018-10-17

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020080339A1 true WO2020080339A1 (ja) 2020-04-23

Family

ID=70283824

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2019/040400 WO2020080339A1 (ja) 2018-10-17 2019-10-15 薄鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20210381077A1 (ja)
EP (1) EP3868909A1 (ja)
JP (1) JP6737419B1 (ja)
KR (1) KR102517187B1 (ja)
CN (1) CN112840055B (ja)
MX (1) MX2021004416A (ja)
WO (1) WO2020080339A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20220349020A1 (en) * 2019-09-17 2022-11-03 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength steel sheet and method for producing same
EP4151762A4 (en) * 2020-05-11 2023-10-04 JFE Steel Corporation STEEL SHEET, ELEMENT, AND THEIR MANUFACTURING METHOD

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013181184A (ja) * 2012-02-29 2013-09-12 Kobe Steel Ltd 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2015115059A1 (ja) 2014-01-29 2015-08-06 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
WO2015151419A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2015151427A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2017214647A (ja) 2016-05-30 2017-12-07 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP2017214648A (ja) 2016-05-30 2017-12-07 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018055425A1 (en) * 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
JP2018095896A (ja) * 2016-12-08 2018-06-21 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001192786A (ja) * 2000-01-11 2001-07-17 Nkk Corp 打ち抜き性に優れた高珪素鋼板
JP5365112B2 (ja) * 2008-09-10 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP4998755B2 (ja) * 2009-05-12 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5764549B2 (ja) * 2012-03-29 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
CN104099515B (zh) * 2014-05-15 2016-08-24 天津市东达伟业机车车辆有限公司 一种钢材、由其形成的热处理钢材及其制造方法
MX2017008622A (es) * 2015-02-20 2017-11-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero laminada en caliente.
KR101714930B1 (ko) * 2015-12-23 2017-03-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
WO2018189950A1 (ja) * 2017-04-14 2018-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013181184A (ja) * 2012-02-29 2013-09-12 Kobe Steel Ltd 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2015115059A1 (ja) 2014-01-29 2015-08-06 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
WO2015151419A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2015151427A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2017214647A (ja) 2016-05-30 2017-12-07 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP2017214648A (ja) 2016-05-30 2017-12-07 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018055425A1 (en) * 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
JP2018095896A (ja) * 2016-12-08 2018-06-21 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3868909A4

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20220349020A1 (en) * 2019-09-17 2022-11-03 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength steel sheet and method for producing same
US11913088B2 (en) * 2019-09-17 2024-02-27 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet and method for producing same
EP4151762A4 (en) * 2020-05-11 2023-10-04 JFE Steel Corporation STEEL SHEET, ELEMENT, AND THEIR MANUFACTURING METHOD

Also Published As

Publication number Publication date
US20210381077A1 (en) 2021-12-09
MX2021004416A (es) 2021-07-06
EP3868909A4 (en) 2021-08-25
JPWO2020080339A1 (ja) 2021-02-15
EP3868909A1 (en) 2021-08-25
KR102517187B1 (ko) 2023-04-03
CN112840055B (zh) 2022-07-22
CN112840055A (zh) 2021-05-25
JP6737419B1 (ja) 2020-08-12
KR20210059746A (ko) 2021-05-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6252713B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR102002737B1 (ko) 고강도 강판용 소재, 고강도 강판용 열연재, 고강도 강판용 열연 소둔재, 고강도 강판, 고강도 용융 도금 강판 및 고강도 전기 도금 강판과, 이들의 제조 방법
JP5821912B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5991450B1 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6008039B2 (ja) 焼き付け硬化性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板
JP5821911B2 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016171237A1 (ja) めっき鋼板
KR101913530B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP6223905B2 (ja) 降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
US10260133B2 (en) High-strength steel sheet and method for producing the same
JPWO2019151017A1 (ja) 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法
JP5302840B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
CN107208207B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP6737419B1 (ja) 薄鋼板およびその製造方法
JP6217455B2 (ja) 冷延鋼板
CN112840056B (zh) 薄钢板及其制造方法
KR102286270B1 (ko) 고강도 냉연 강판과 그의 제조 방법
WO2021172297A1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2021172299A1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2021172298A1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JPWO2018168618A1 (ja) 高強度冷延鋼板とその製造方法
JP2016125116A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020505290

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 19874333

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20217011094

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2101002159

Country of ref document: TH

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019874333

Country of ref document: EP

Effective date: 20210517