WO2020203687A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2020203687A1
WO2020203687A1 PCT/JP2020/013800 JP2020013800W WO2020203687A1 WO 2020203687 A1 WO2020203687 A1 WO 2020203687A1 JP 2020013800 W JP2020013800 W JP 2020013800W WO 2020203687 A1 WO2020203687 A1 WO 2020203687A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
residual
cooling
temperature range
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/013800
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
義彦 小野
木谷　靖
浩幸 秋元
洋一郎 松井
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 EP20784431.7A priority Critical patent/EP3922746A4/en
Priority to US17/442,744 priority patent/US20220235442A1/en
Priority to MX2021011557A priority patent/MX2021011557A/es
Priority to CN202080024663.0A priority patent/CN113677818B/zh
Priority to JP2020537250A priority patent/JP6828855B1/ja
Priority to KR1020217030797A priority patent/KR102597736B1/ko
Publication of WO2020203687A1 publication Critical patent/WO2020203687A1/ja

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • 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
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/12—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or 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
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for producing the same, which can be preferably applied to press molding used in automobiles, home appliances and the like through a press molding process.
  • Patent Document 1 describes a steel containing C: 0.10 to 0.45%, S: 0.5 to 1.8%, and Mn: 0.5 to 3.0% after annealing at 350 to 500 ° C. TS in in that to produce a residual hold 1 ⁇ 30min ⁇ : 80kgf / mm 2 or more in steel sheet having a TS ⁇ El ⁇ 2500kgf / mm 2 ⁇ % of high ductility is disclosed to be obtained.
  • Patent Document 2 describes that steel containing C: 0.10 to 0.25%, Si: 1.0 to 2.0%, and Mn: 1.5 to 3.0% is 10 ° C./s or more after annealing. Cool to 450-300 ° C, hold for 180-600 seconds, and control the space factor to 5% or more retained austenite, 60% or more bainitic ferrite, and 20% or less polygonal ferrite to achieve ductility. : El and stretch flange formability: It is disclosed that a steel sheet having excellent ⁇ can be obtained.
  • Patent Document 3 C: 0.10 ⁇ 0.28% , Si: 1.0 ⁇ 2.0%, Mn: 1.0 ⁇ a steel containing 3.0% A 3 transformation point or more of the temperature after annealing at range, 1 ⁇ 10 ° C. until a 3 -250 ⁇ a 3 -20 °C cooling rate of 1 to slow cooling at ⁇ 10 ° C. to produce a ferrite, ferrite then 11 ° C. / sec or more cooling rate
  • the space factor is bainitic ferrite: 30 to 65%, polygonal ferrite: 30 to 50%, retained austenite: 5 to 20. % Is obtained, and it is disclosed that a steel plate having high ductility of TS ⁇ El ⁇ 23000 MPa ⁇ % can be obtained.
  • Patent Document 4 in a steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more containing martensite: 5 to 40% as a microstructure, C: 0.05 to 0. .20%, Si: 0.005 to 1.3%, Mn: 1.0 to 3.2%, Mo: 0.05 to 0.5%, and Nb: 0.005 to 0.05 %, Ti: A technique for suppressing tempering and softening of martensite by producing fine carbides in the heat-affected zone by containing one or more of 0.001 to 0.05% is disclosed.
  • Patent Document 5 C: 0.01 to 0.3%, Si: 0.005 to 2.5%, Mn: 0.01 to 3%, Mo: 0.01 to 0.3%, A steel sheet containing Nb: 0.001 to 0.1% is annealed in a high temperature region having a structure close to ⁇ single phase, and then cooled and held in a temperature range of 200 to 450 ° C. to maintain the main phase as bainite or bainite. It has been shown that a steel sheet having excellent ductility, stretch flange formability, and weldability can be obtained by containing 50 to 97% of bainitic ferrite and 3 to 50% of austenite as the second phase.
  • Patent Document 2 mainly utilizes bainitic ferrite as a microstructure and suppresses ferrite to a small extent, so that it has excellent stretch flange formability but not necessarily high ductility. Had had.
  • Patent Document 3 The technique described in Patent Document 3 is intended to improve ductility by utilizing ferrite as a microstructure, but has a problem that it is particularly difficult to increase the strength to 980 MPa or more by utilizing ferrite. .. In addition, the HAZ softening resistance was significantly deteriorated.
  • Patent Document 4 The technique described in Patent Document 4 is intended to improve the temper softening resistance of martensite, but the effect of improving the HAZ softening resistance is not sufficient.
  • the softening of martensite in HAZ cannot be sufficiently suppressed, and in particular, a sufficient improvement effect cannot be obtained with a strong steel sheet of 980 MPa class or higher.
  • the present invention has been made to solve such a problem, and an object of the present invention is to provide a steel sheet having high ductility and exhibiting excellent HAZ softening resistance of a welded portion and a method for manufacturing the same.
  • such a region has an effect of improving ductility.
  • the aspect ratio is 3.5 or less and the particle size equivalent to a circle is 0.02 to.
  • the distribution density N ⁇ of the 0.25 ⁇ m particles is 7 particles / ⁇ m 2 or less.
  • the region with a high distribution density of the particles means hard tempered martensite or lower bainite. In this region, tempering further progresses during the welding process, and softening is likely to occur.
  • the HAZ softening resistance is improved by reducing the region having a high particle density to form a structure mainly composed of a region having a low particle density, which is less likely to be softened by tempering.
  • the total area ratio S ⁇ Block of particles having a particle equivalent particle diameter of 1.3 to 20 ⁇ m and an aspect ratio of 3 or less is controlled to 5% or less. These relatively coarse particles are often fresh martensite, which significantly increases the strength of the base metal, but is also prone to softening due to heat input, which significantly deteriorates the HAZ softening resistance.
  • Such a structure is maintained at around 450 ° C.
  • the present invention has been made based on the above findings, and specifically provides the following.
  • Al is 0.7 to 2.5%
  • the rest consists of Fe and unavoidable impurities
  • the steel structure contains 6 to 90% of ferrite in terms of area fraction, and contains a total of 10 to 94% of the structure consisting of one or more types of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ .
  • Ratio of the area ratio SUB of the above-mentioned upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ to the area ratio S 2nd of one or more of the above: ( SUB / S 2nd ) ⁇ 100 (%) is 2.0 to 15%
  • the aspect ratio existing inside the structure consisting of one or more of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ is 3.5 or less, and the particle diameter equivalent to a circle is 0.02 to 0.
  • the distribution density N ⁇ of the 25 ⁇ m particles is 7 particles / ⁇ m 2 or less (including 0 particles / ⁇ m 2 ).
  • the aspect ratio existing inside the structure consisting of one or more of the upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ is 3.6 to 15, and the particle width is 0.14.
  • the component composition is further increased by mass%.
  • Ti 0.002-0.1%
  • B The steel sheet according to [1] or [2], which contains one or two types selected from 0.0002 to 0.01%.
  • the component composition is further increased by mass%.
  • the component composition is further increased by mass%.
  • a steel slab having the component composition according to any one of [1] to [5] is hot-rolled and cold-rolled, and then the obtained cold-rolled steel sheet is subjected to a continuous annealing line at 660 to 740 ° C.
  • the temperature range of 1 to 6 ° C./s is heated, the temperature range of 740 to 770 ° C. is heated at 1 to 6 ° C./s, and then annealed at an annealing temperature of 770 to 850 ° C., and then 770 to 700 ° C.
  • the temperature range is cooled at an average cooling rate of 1 to 2000 ° C / s, and the temperature range of 700 to 500 ° C is further cooled at an average cooling rate of 8 to 2000 ° C / s, and then 13 in the temperature range of 500 to 405 ° C.
  • the temperature range of the cooling stop temperature Tsq to 350 ° C. is averaged. Heating rate: Heating at 2 ° C./s or higher, holding at 350 to 500 ° C.
  • the cooling rate in the range of 320 to 270 ° C. is set to 0.3 ° C./s or more and less than 20 ° C./s.
  • FIG. 1 is a diagram showing an example of an SEM image.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining an aspect ratio, a particle width, and a particle length.
  • the steel sheet of the present invention has a specific composition and a specific steel structure. Therefore, the steel sheet of the present invention will be described in the order of composition and steel structure.
  • the steel sheet of the present invention contains the following components.
  • “%”, which is a unit of the content of the component, means “mass%”.
  • C 0.06 to 0.25% C has an effect of suppressing deformation in HAZ by increasing the strength of the molten portion and the quenching portion from the ⁇ region in the welded joint, and has an effect of improving the HAZ softening resistance.
  • C content is less than 0.06%, these effects cannot be sufficiently ensured, so the lower limit is 0.06%. It is preferably 0.09% or more, more preferably 0.11% or more.
  • the upper limit of the C content is set to 0.25%. From the viewpoint of improving HAZ softening resistance and ductility, it is desirable that the C content is 0.22% or less. From the viewpoint of improving HAZ softening resistance and ductility, it is more desirable that the C content is 0.20% or less.
  • Si 0.1-2.5%
  • Si improves the HAZ softening property at the weld by suppressing the formation of carbides in martensite and bainite, and by increasing the amount of solid solution strengthening that is not easily affected by heat, and improves the stability of residual ⁇ . It has the effect of improving ductility.
  • the Si content should be 0.1% or more. From these viewpoints, the Si content is preferably 0.6% or more. It is more preferably 0.8% or more, still more preferably 1.1% or more. If the Si content exceeds 2.5%, the rolling load becomes extremely high, making it difficult to manufacture a thin sheet. In addition, the chemical conversion processability and the toughness of the welded portion deteriorate. Therefore, the Si content is set to 2.5% or less.
  • the Si content is preferably less than 2.0%. From the viewpoint of ensuring the toughness of the welded portion, the Si content is preferably 1.8% or less, more preferably 1.5% or less.
  • Mn 2.0-3.2%
  • Mn has a predetermined area ratio of tempered martensite and / or bainite to ensure strength, and a decrease in the Ms point of residual ⁇ to stabilize residual ⁇ and improve ductility. Similar to Si. It is an important element from the viewpoint of suppressing the formation of carbides in bainite to improve ductility and increasing the volume ratio of residual ⁇ to improve ductility. In order to obtain these effects, the Mn content is set to 2.0% or more. From the viewpoint of stabilizing residual ⁇ and improving ductility, the Mn content is preferably 2.3% or more. It is more preferably 2.5% or more, still more preferably 2.7% or more.
  • the Mn content is set to 3.2% or less.
  • the Mn content is preferably 3.0% or less from the viewpoint of promoting bainite transformation and ensuring high ductility. More preferably, it is 2.9% or less.
  • P 0.02% or less
  • P is an element that strengthens steel, but if its content is high, spot weldability deteriorates. Therefore, P is 0.02% or less. From the viewpoint of improving spot weldability, P is preferably 0.01% or less. Although P may not be contained, the P content is preferably 0.001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • S 0.01% or less S has the effect of improving scale peeling property during hot spreading and the effect of suppressing nitriding during annealing, but has a large adverse effect on spot weldability, bendability, and hole expansion property. It is an element. In order to reduce these adverse effects, at least S is set to 0.01% or less. In the present invention, since the contents of C, Si, and Mn are high, the spot weldability tends to deteriorate, and from the viewpoint of improving the spot weldability, S is preferably 0.0020% or less, and further 0.0010%. More preferably, it is less than. Although S may not be contained, the S content is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • sol. Al Less than 1.0% (including 0%) Al has an action of improving HAZ softening resistance by suppressing the formation of carbides and promoting upper bainite transformation. sol.
  • the lower limit of Al is not particularly specified, but it is desirable to set it to 0.01% or more for stable deoxidation. On the other hand, sol. When Al is 1.0% or more, the strength of the material is extremely lowered, and the chemical conversion processability is also adversely affected. Al is less than 1.0%. sol. Al may be 0%, but in order to obtain high strength, sol. Al is preferably less than 0.50%, more preferably 0.10% or less.
  • N Less than 0.015% N is an element that forms nitrides such as BN, AlN, and TiN in steel, and is an element that lowers the hot ductility of steel and lowers the surface quality. Further, the steel containing B has an adverse effect of eliminating the effect of B through the formation of BN. When the N content is 0.015% or more, the surface quality is significantly deteriorated. Therefore, the content of N is set to less than 0.015%. Although N may not be contained, the N content is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • Si + sol. Al 0.7-2.5% Si, sol. All of Al have an action of improving the HAZ softening resistance, and in order to fully exert these effects, the total content of these needs to be 0.7% or more. More preferably, it is 0.8% or more. More preferably, it is 0.9% or more, and particularly preferably 1.1% or more. If the content of these is too large, ferrite and upper bainite will increase too much and the strength will be significantly reduced. Therefore, the total content of these must be 2.5% or less. More preferably, it is 2.0% or less.
  • the component composition of the steel sheet of the present invention can appropriately contain the following optional elements in addition to the above components.
  • Ti 0.002-0.1%
  • Ti has an effect of fixing N in steel as TiN and having an effect of improving hot ductility and an effect of improving hardenability of B.
  • it has the effect of improving the HAZ softening resistance through the precipitation of TiC and the resulting miniaturization of the structure.
  • the Ti content is 0.002% or more. From the viewpoint of sufficiently fixing N, the Ti content is more preferably 0.008% or more. More preferably, it is 0.010% or more.
  • the Ti content exceeds 0.1%, the rolling load increases and the ductility decreases due to the increase in the precipitation strengthening amount. Therefore, it is desirable that the Ti content is 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less. It is more preferable that Ti is 0.03% or less in order to secure high ductility.
  • B 0.0002 to 0.01%
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and has an advantage that tempered martensite and / or bainite having a predetermined area ratio can be easily produced. Further, the hardenability in the vicinity of the welded portion is improved and a hard structure is formed in the vicinity of the welded portion to improve the HAZ softening resistance. In addition, the delayed fracture resistance is improved.
  • the B content is preferably 0.0002% or more. Further, the B content is more preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more.
  • the B content is preferably 0.01% or less. More preferably, it is 0.0050% or less. A more preferable range is 0.0030% or less.
  • Cu 0.005 to 1%
  • Cu improves corrosion resistance in the usage environment of automobiles.
  • the corrosion product of Cu coats the surface of the steel sheet and has the effect of suppressing hydrogen intrusion into the steel sheet.
  • Cu is an element that is mixed when scrap is used as a raw material, and by allowing the mixing of Cu, a recycled material can be used as a raw material and the manufacturing cost can be reduced. From such a viewpoint, it is preferable to contain Cu in an amount of 0.005% or more, and further, from the viewpoint of improving the delayed fracture resistance, it is more desirable to contain Cu in an amount of 0.05% or more. More preferably, it is 0.10% or more. However, if the Cu content is too high, surface defects will occur, so it is desirable that the Cu content be 1% or less. It is more preferably 0.4% or less, still more preferably 0.2% or less.
  • Ni 0.01-1% Like Cu, Ni is also an element that has the effect of improving corrosion resistance. Further, Ni has an effect of suppressing the occurrence of surface defects, which tends to occur when Cu is contained. Therefore, it is desirable that Ni is contained in an amount of 0.01% or more. It is more preferably 0.04% or more, still more preferably 0.06% or more. However, if the Ni content is too high, the scale generation in the heating furnace becomes non-uniform, which causes surface defects. It also increases costs. Therefore, it is desirable that the Ni content is 1% or less. It is more preferably 0.4% or less, still more preferably 0.2% or less.
  • Cr 0.01-1.0% Cr can be contained because of the effect of improving the hardenability of steel and the effect of suppressing the formation of carbides in martensite and upper / lower bainite. Further, by improving the hardenability in the vicinity of the welded portion, a hard phase is formed in the vicinity of the welded portion, and the HAZ softening resistance is improved. In order to obtain such an effect, the Cr content is preferably 0.01% or more. It is more preferably 0.03% or more, still more preferably 0.06% or more. However, if Cr is excessively contained, the pitting corrosion resistance is deteriorated, so that the Cr content is preferably 1.0% or less. It is more preferably 0.8% or less, still more preferably 0.4% or less.
  • Mo 0.01-0.5% Mo can be contained because of the effect of improving the hardenability of steel and the effect of suppressing the formation of carbides in martensite and upper / lower bainite. Further, by improving the hardenability in the vicinity of the welded portion, a hard phase is formed in the vicinity of the welded portion, and the HAZ softening resistance is improved. In order to obtain such an effect, the Mo content is preferably 0.01% or more. It is more preferably 0.03% or more, still more preferably 0.06% or more. However, since Mo significantly deteriorates the chemical conversion treatment property of the cold-rolled steel sheet, its content is preferably 0.5% or less. From the viewpoint of improving chemical conversion treatment property, Mo is more preferably 0.15% or less, and further preferably less than 0.10%.
  • V 0.003 to 0.5% V is contained because of the effect of improving the hardenability of steel, the effect of suppressing the formation of carbides in martensite and upper / lower bainite, the effect of refining the structure, and the effect of precipitating carbides and improving the delayed fracture resistance. Can be done. Further, by improving the hardenability in the vicinity of the welded portion, a hard phase is formed in the vicinity of the welded portion, and the HAZ softening resistance is improved. In order to obtain the effect, the V content is preferably 0.003% or more. It is more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more. However, if a large amount of V is contained, the castability is significantly deteriorated, so the V content is preferably 0.5% or less. It is more preferably 0.3% or less, still more preferably 0.1% or less.
  • Nb 0.002-0.1%
  • Nb can be contained from the effects of refining the steel structure to increase its strength, promoting bainite transformation through granulation, improving bendability, and improving delayed fracture resistance. Further, by improving the hardenability in the vicinity of the welded portion, a hard phase is formed in the vicinity of the welded portion, and the HAZ softening resistance is improved.
  • the Nb content is preferably 0.002% or more. It is more preferably 0.004% or more, still more preferably 0.010% or more. However, if a large amount of Nb is contained, the precipitation strengthening becomes too strong and the ductility decreases. In addition, the rolling load increases and the castability deteriorates. Therefore, the Nb content is preferably 0.1% or less. It is more preferably 0.05% or less, still more preferably 0.03% or less.
  • Zr 0.005-0.2%
  • Zr can be contained from the effects of improving the hardenability of steel, suppressing the formation of carbides in bainite, refining the structure, and precipitating carbides to improve the delayed fracture resistance.
  • the Zr content is preferably 0.005% or more. It is more preferably 0.008% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • the Zr content is preferably 0.2% or less. It is more preferably 0.15% or less, still more preferably 0.08% or less.
  • W 0.005 to 0.2% W can be contained from the effects of improving the hardenability of steel, suppressing the formation of carbides in bainite, refining the structure, and precipitating carbides to improve the delayed fracture resistance.
  • the W content is preferably 0.005% or more. It is more preferably 0.008% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • the W content is preferably 0.2% or less. It is more preferably 0.15% or less, still more preferably 0.08% or less.
  • Ca 0.0002 to 0.0040% Ca fixes S as CaS and contributes to improvement of bendability and delayed fracture resistance. Therefore, the Ca content is preferably 0.0002% or more. It is more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more. However, since adding a large amount of Ca deteriorates the surface quality and bendability, it is desirable that the Ca content is 0.0040% or less. It is more preferably 0.0035% or less, still more preferably 0.0020% or less.
  • Ce 0.0002 to 0.0040%
  • the Ce content is preferably 0.0002% or more. It is more preferably 0.0004% or more, still more preferably 0.0006% or more.
  • the Ce content be 0.0040% or less. It is more preferably 0.0035% or less, still more preferably 0.0020% or less.
  • La 0.0002-0.0040% Like Ca, La also fixes S and contributes to improvement of bendability and delayed fracture resistance. Therefore, the La content is preferably 0.0002% or more. It is more preferably 0.0004% or more, still more preferably 0.0006% or more. However, if a large amount of La is added, the surface quality and bendability deteriorate, so the La content is preferably 0.0040% or less. It is more preferably 0.0035% or less, still more preferably 0.0020% or less.
  • Mg 0.0002 to 0.0030% Mg fixes O as MgO and contributes to the improvement of delayed fracture resistance. Therefore, the Mg content is preferably 0.0002% or more. It is more preferably 0.0004% or more, still more preferably 0.0006% or more. However, since the surface quality and bendability deteriorate when a large amount of Mg is added, it is desirable that the Mg content is 0.0030% or less. It is more preferably 0.0025% or less, still more preferably 0.0010% or less.
  • Sb 0.002-0.1% Sb suppresses oxidation and nitriding of the surface layer of the steel sheet, and thereby suppresses the reduction of the content of C and B in the surface layer. Further, by suppressing the above-mentioned reduction in the contents of C and B, the formation of ferrite on the surface layer of the steel sheet is suppressed, the strength is increased, and the delayed fracture resistance is improved. From this point of view, the Sb content is preferably 0.002% or more. It is more preferably 0.004% or more, still more preferably 0.006% or more.
  • the Sb content is preferably 0.1% or less. It is more preferably 0.04% or less, still more preferably 0.03% or less.
  • Sn 0.002-0.1% Sn suppresses oxidation and nitriding of the surface layer of the steel sheet, and thereby suppresses the reduction of the content of C and B in the surface layer. Further, by suppressing the above-mentioned reduction in the contents of C and B, the formation of ferrite on the surface layer of the steel sheet is suppressed, the strength is increased, and the delayed fracture resistance is improved. From this point of view, the Sn content is preferably 0.002% or more. It is more preferably 0.004% or more, still more preferably 0.006% or more. However, if the Sn content exceeds 0.1%, the castability deteriorates.
  • the Sn content is preferably 0.1% or less. It is more preferably 0.04% or less, still more preferably 0.03% or less.
  • the rest other than the above is Fe and unavoidable impurities. Further, when the above arbitrary component is contained below the lower limit value, the arbitrary element contained below the lower limit value does not impair the effect of the present invention. Therefore, when the optional element is contained below the lower limit value, the optional element is assumed to be contained as an unavoidable impurity.
  • the area ratio of ferrite shall be 6% or more. From the viewpoint of ensuring high ductility, the area ratio of ferrite is preferably 8% or more, and more preferably more than 10%. However, if the amount of ferrite increases too much, the strength will decrease and the formation of upper bainite will be suppressed. Therefore, the area ratio of ferrite should be 90% or less. From the viewpoint of ensuring strength, the area ratio of ferrite is preferably 85% or less, and more preferably 70% or less.
  • ferrite refers to polygonal ferrite.
  • Tissue consisting of one or more of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, residual ⁇ : 10-94%
  • the total area ratio of the upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ other than the polygonal ferrite shall be 10 to 94%.
  • the lower limit is preferably 15% or more, more preferably 30% or more.
  • the area ratios of the upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, and lower bainite structures are often considered to be in the following range.
  • the area ratio of upper bainite is 1 to 30%.
  • Fresh martensite has an area ratio of 0-10%.
  • Tempering martensite has an area ratio of 2 to 60%.
  • the area ratio of lower bainite is 2 to 70%.
  • Residual ⁇ 3 to 20%
  • the residual ⁇ is set to 3% or more by volume with respect to the entire steel structure. It is more preferably 6% or more, still more preferably 8% or more.
  • This residual ⁇ amount includes both residual ⁇ generated adjacent to the upper bainite and residual ⁇ generated adjacent to martensite and lower bainite. If the amount of residual ⁇ is increased too much, the strength is lowered, the stretch flange formability is lowered, and the delayed fracture resistance is deteriorated. Therefore, the volume fraction of residual ⁇ is set to 20% or less. More preferably, it is 15% or less. Further, the "volume fraction" can be regarded as the "area ratio".
  • a predetermined amount of residual ⁇ UB generated adjacent to the upper bainite (bainitic ferrite) containing almost no carbide is secured. can do.
  • the residual ⁇ UB particles have a particle width of 0.17 to 0.80 ⁇ m and an aspect ratio of 4 to 25.
  • the upper bainite effective for improving the HAZ softening resistance is present in contact with the residual ⁇ UB , has a width of 0.8 to 4 ⁇ m, a length of 2 to 15 ⁇ m, and an aspect ratio of 2.2 or more.
  • the HAZ softening resistance is improved by setting the ratio: ( SUB / S 2nd ) ⁇ 100 (%) to 2.0% or more. Also, ductility is improved.
  • ( SUB / S 2nd ) ⁇ 100 (%) is preferably 3.0% or more.
  • ( SUB / S 2nd ) ⁇ 100 (%) is set to 15% or less. It is preferably 12% or less, more preferably 10% or less.
  • the area ratios SUB and S 2nd mean the area ratio in the entire steel structure.
  • the .25 ⁇ m particles are predominantly carbides.
  • the regions where this carbide is densely distributed are hard tempered martensite and / or lower bainite, which are easily softened by heat effects. Therefore, from the viewpoint of improving the HAZ softening resistance, the aspect ratio existing inside the structure consisting of one or more of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ is 3.
  • the distribution density N ⁇ of particles of 5 or less and a particle equivalent particle diameter of 0.02 to 0.25 ⁇ m shall be 7 particles / ⁇ m 2 or less. It is preferably 6 ⁇ m 2 or less, and more preferably 4 ⁇ m 2 or less.
  • the lower limit of the distribution density of these particles is not particularly specified, but it is desirable that the number of particles is 0 / ⁇ m 2 . It should be noted that this carbide is remarkably generated when the cooling rate in the temperature range of 320 ° C. or lower is too fast or when the holding time at a low temperature of 250 ° C. or lower is too long.
  • the aspect ratio existing inside the structure consisting of one or more of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ is 3.6 to 15, and the particle width is 0.14 to 0.30 ⁇ m.
  • Particle distribution density N Fine is 0.03 to 0.4 particles / ⁇ m 2 (favorable conditions) It exists inside a tissue consisting of one or more of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ , with an aspect ratio of 3.6 to 15 and a particle width of 0.14 to 0.
  • the 30 ⁇ m particles are mainly residual ⁇ generated in the lower bainite (including the outer peripheral portion). These particles have both an effect of improving ductility and an effect of improving HAZ softening resistance.
  • the aspect ratio is 3.6 to 15, and the particle width is present inside the structure consisting of one or more kinds of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ .
  • the distribution density N Fine of particles having a value of 0.14 to 0.30 ⁇ m is preferably 0.03 particles / ⁇ m 2 or more. More preferably, it is 0.04 pieces / ⁇ m 2 or more. More preferably, it is 0.05 pieces / ⁇ m 2 or more. If the number of these particles increases too much, ⁇ will decrease. Therefore, the distribution density N Fine of these particles is preferably 0.4 particles / ⁇ m 2 or less. More preferably, it is 0.3 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • S ⁇ Block is 5% or less (including 0%) This organization is primarily fresh martensite. In the TRIP steel obtained by the conventional austempering treatment, these particles are abundant, and the HAZ softening resistance is deteriorated. In the cooling step after annealing, this lumpy structure can be reduced by rapidly cooling 405 ° C. or lower, and further cooling to 270 ° C. or lower at a moderately gentle cooling rate in a low temperature range of 320 ° C. or lower.
  • the total area ratio of particles having a circle-equivalent particle diameter of 1.3 to 20 ⁇ m and an aspect ratio of 3 or less: S ⁇ Block must be 5% or less. It is more preferably 4% or less, still more preferably 3% or less.
  • the area ratio SUB was calculated by classifying the region having an aspect ratio of ⁇ 2.2 into upper bainite (banitic ferrite).
  • the aspect ratio the major axis length a at which the particle length is the longest is obtained, and the particle length when the particle is crossed the longest in the direction perpendicular to it is the minor axis length b.
  • a / b was defined as the aspect ratio.
  • the area ratio S 2nd of the structure consisting of one or more of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ was measured by the same method as ferrite.
  • the area ratio is the area ratio of the region other than the above ferrite.
  • the area ratio of carbide is very small, it is included in the above area ratio.
  • the volume fraction of residual ⁇ was determined by X-ray diffraction after chemically polishing the 1/4 thickness position from the surface layer.
  • a Co-K ⁇ source is used for the incident X-rays, and the area of retained austenite is determined from the intensity ratio of the (200), (211), (220) planes of ferrite and the (200), (220), (311) planes of austenite. The rate was calculated.
  • the volume fraction of the residual ⁇ determined by X-ray diffraction is equal to the area ratio of the residual ⁇ in the steel structure.
  • the region for which the distribution density is measured is the above-mentioned structure and does not contain ferrite. That is, the number of particles of the corresponding size existing inside the above-mentioned structure (including the outer circumference) was obtained, and the value was divided by the area of the above-mentioned structure to obtain the distribution density N ⁇ .
  • circle-equivalent particle diameter (circle-equivalent particle diameter)
  • individual particles were observed by SEM, the area ratio was calculated, the circle-equivalent particle diameter was calculated, and the circle-equivalent particle diameter was used.
  • the distribution density N Fine of 30 ⁇ m particles was also determined from SEM photographs.
  • the region for which the distribution density is measured is the above-mentioned structure and does not contain ferrite. That is, the number of particles of the corresponding size existing inside the above-mentioned structure (including the outer circumference) was obtained, and the value was divided by the area of the above-mentioned structure to obtain the distribution density N Fine .
  • FIG. 1 An example of an SEM photograph is shown in FIG. 1
  • the steel sheet used for the observation in FIG. 1 was obtained by heating 0.18% C-1.5% Si-2.8% Mn steel to 630 ° C. at 20 ° C./s, and then heating the steel sheet from 630 to 800 ° C. at 3 ° C./s. It was heated at a constant heating rate of s. After annealing at 800 ° C., it is cooled to 450 ° C. at a constant cooling rate of 20 ° C./s, then kept at an isothermal temperature of 450 ° C. for 30 seconds, cooled to 320 ° C. at 15 ° C./s, and then 320.
  • the upper bainite (a) contains almost no carbides, almost no streaky strain (lass interface) is visible inside, and is almost the same as ferrite. Black width 0.8 to 7 ⁇ m, length 2 to 15 ⁇ m Aspect ratio is 2.2. The above organization. The particles having a particle width of 0.17 to 0.80 ⁇ m and an aspect ratio of 4 to 25 are residual ⁇ UB (b).
  • the tempered martensite (c) is a region containing 2.0 to 20 fine carbides having an aspect ratio of 3.5 or less and a diameter equivalent to a circle of 0.02 to 0.25 ⁇ m per 1 ⁇ m 2 inside the structure.
  • the lower bainite (d) contains 0 to 4 film-like particles having a particle width of 0.14 to 0.30 ⁇ m and an aspect ratio of 3.6 to 15 per 1 ⁇ m 2 inside the structure, and has an aspect ratio of 3.5. Below, it is a region containing 0 to 1.9 fine carbides having a diameter equivalent to a circle of 0.02 to 0.25 ⁇ m per 1 ⁇ m 2 . Inside the tempered martensite and lower bainite, streaky strain (lass interface) is observed, and the color is slightly grayer than that of ferrite or upper bainite.
  • Ferrash martensite (e) is a massive white particle having an aspect ratio of about 3 or less and a circle-equivalent particle diameter of 0.26 ⁇ m or more. A part of lumpy ⁇ is also mixed in e.
  • Polygonal ferrite (f) is a black region in which almost no carbide is generated and the aspect ratio is 2.1 or less.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a tensile strength of 590 MPa or more. It is more preferably 980 or more, and further preferably 1180 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is preferably 1600 MPa or less, more preferably 1450 MPa or less, from the viewpoint of compatibility with other characteristics.
  • the steel sheet of the present invention may have a zinc plating layer on the surface of the steel sheet.
  • the galvanized layer also includes an alloyed zinc-plated layer formed by alloying.
  • Hot rolling To hot-roll a steel slab, a method of heating and then rolling the slab, a method of directly rolling the slab after continuous casting without heating, and a method of rolling the slab after continuous casting by applying a short-time heat treatment to rolling. There is a way to do it.
  • Hot rolling may be carried out according to a conventional method.
  • the slab heating temperature is 1100 to 1300 ° C.
  • the soaking temperature is 20 to 300 min
  • the finishing rolling temperature is Ar 3 transformation point to Ar 3 transformation point + 200 ° C.
  • winding The sampling temperature may be 400 to 720 ° C.
  • the winding temperature is preferably 430 to 530 ° C. from the viewpoint of suppressing fluctuations in plate thickness and stably ensuring high strength.
  • the rolling ratio may be 30 to 85%. From the viewpoint of stably securing high strength and reducing anisotropy, the rolling ratio is preferably 45 to 85%.
  • the rolling load is high, it is possible to perform softening annealing treatment at 450 to 730 ° C. in CAL (continuous annealing line) and BAF (box annealing furnace).
  • Annealing on a continuous annealing line A steel slab having a predetermined composition is hot-rolled and cold-rolled, and then annealed on a continuous annealing line under the conditions specified below.
  • the annealing equipment is not particularly limited, but it is preferable to carry out the annealing on a continuous annealing line (CAL) or a continuous hot dip galvanizing line (CGL) from the viewpoint of ensuring productivity and desired heating and cooling rates.
  • CAL continuous annealing line
  • CGL continuous hot dip galvanizing line
  • Heating rate in the temperature range of 660 to 740 ° C: 1 to 6 ° C / s By slowly heating this temperature range at 1 to 6 ° C./s, the HAZ softening resistance is improved. If the heating rate in this temperature range is too fast, austenite is generated by reverse transformation from the state before recrystallization, and austenite becomes excessively fine. In the finely dispersed austenite, even if it is held at around 450 ° C. in the subsequent cooling process, coarse upper bainite is not sufficiently generated, and the effect of improving the HAZ softening resistance by holding is not exhibited. In order to obtain such an effect, the heating rate in the temperature range of 660 to 740 ° C. needs to be 6 ° C./s or less. It is preferably 5 ° C./s or less. If the heating rate is too slow, productivity will be hindered, so the temperature should be 1 ° C./s or higher. It is preferably 2 ° C./s or higher.
  • Heating rate in the temperature range of 740 to 770 ° C: 1 to 6 ° C / s The HAZ softening resistance is improved by slowly heating this temperature range at 1 to 6 ° C./s. If the heating rate in this temperature range is too high, the number of austenite nucleation sites increases too much, and the austenite becomes excessively fine. In the finely dispersed austenite, even if it is held at around 450 ° C. in the subsequent cooling process, coarse upper bainite is not sufficiently generated, and the effect of improving the HAZ softening resistance by holding is not exhibited. It is preferably 5 ° C./s or less.
  • Annealing temperature 770-850 ° C
  • the annealing temperature is set to 770 to 850 ° C. in order to secure tempered martensite and / or bainite having a predetermined area fraction and residual ⁇ having a predetermined volume fraction.
  • Annealing temperature decreases the amount S UB of upper bainite and lower than 770 ° C., resistance HAZ softening characteristics are lowered. If the annealing temperature is higher than 850 ° C., the amount of ferrite produced decreases and the ductility decreases.
  • Dew point at annealing at an annealing temperature of 770 to 850 ° C is -45 ° C or higher (preferable conditions)
  • the formation of a decarburized layer in the surface layer is promoted, and upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ existing in the one or of two or more tissue, an aspect ratio of 3.5 or less, the distribution density N theta equivalent circle particle diameter 0.02 ⁇ 0.25 [mu] m particles (mainly carbide) decreases ..
  • the dew point in annealing at an annealing temperature of 770 to 850 ° C. is preferably ⁇ 45 ° C. or higher, more preferably ⁇ 40 ° C. or higher, and even more preferably ⁇ 35 ° C. or higher. If the dew point exceeds 10 ° C, there is a concern that the roll may deteriorate due to pickup or the like, so the dew point is preferably 10 ° C or less.
  • Average cooling rate in the temperature range of 770-700 ° C: 1-2000 ° C / s After annealing, the temperature range of 770 to 700 ° C. is cooled at an average cooling rate of 1 to 2000 ° C./s. If the average cooling rate is slower than 1 ° C. / s, ferrite is decreased the amount S UB of upper bainite with a large amount of generated, strength reduction, reduction in resistance HAZ softening characteristics, leads to a decrease in lambda. More preferably, it is 3 ° C./s or higher. On the other hand, if the average cooling rate becomes too high, the plate shape deteriorates, so the temperature is set to 2000 ° C./s or less. It is preferably 100 ° C./s or less, more preferably less than 30 ° C./s.
  • Average cooling rate in the temperature range of 700-500 ° C: 8-2000 ° C / s The temperature range of 700 to 500 ° C. is cooled at 8 ° C./s or higher. If the average cooling rate is slower than 8 ° C. / s, ferrite is decreased the amount S UB of upper bainite with a large amount of generated, strength reduction, reduction in resistance HAZ softening characteristics, leads to a decrease in lambda. More preferably, it is 10.0 ° C./s or higher. On the other hand, if the average cooling rate becomes too high, the plate shape deteriorates, so the temperature is set to 2000 ° C./s or less. It is preferably 100 ° C./s or less, more preferably less than 30 ° C./s.
  • Galvanizing or alloying galvanizing Average cooling rate in the temperature range of 700-500 ° C: Galvanized or alloyed zinc between cooling at 8-2000 ° C / s and holding for 13-200 sec in the temperature range of 500-405 ° C described below. Galvanization can be performed.
  • the zinc plating treatment is preferably performed by immersing the steel sheet in a hot-dip galvanizing bath at 440 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, and then adjusting the amount of plating adhesion by gas wiping or the like. Further, when alloying the zinc plating, it is preferable to alloy the zinc plating by retaining it in a temperature range of 460 ° C. or higher and 580 ° C.
  • the zinc plating is preferably formed using a zinc plating bath having an Al content of 0.08% by mass or more and 0.25% by mass or less. Further, the galvanized steel sheet can be subjected to various coating treatments such as resin and oil coating.
  • the holding time in the temperature range of 500 to 405 ° C. is set to 13 sec or more. It is preferably 15 sec or more.
  • the holding time in the temperature range of 500 to 405 ° C. is set to 13 to 200 sec. From the viewpoint of improving the stretch flange formability, the holding time in the temperature range of 500 to 405 ° C. is preferably 100 sec or less. The holding in this temperature range corresponds to reducing the average cooling rate in this temperature range to 7.3 ° C./s or less.
  • the temperature range to be maintained is preferably 410 ° C. or higher, and more preferably 430 ° C. or higher. Further, 490 ° C. or lower is preferable, and 480 ° C. or lower is even more preferable.
  • Average cooling rate from 405 ° C to 170-270 ° C cooling stop temperature Tsq 1-50 ° C / s
  • the temperature range from the cooling stop temperature Tsq in the range of 405 ° C to 170 to 270 ° C is moderately and gently cooled.
  • carbon is concentrated in the adjacent ⁇ at the same time as the formation of martensite and lower bainite, and the formation of carbides having an aspect ratio of 3.5 or less and a circle-equivalent particle diameter of 0.02 to 0.25 ⁇ m is suppressed.
  • the average cooling rate in this temperature range is 1 to 50 ° C./s. From the viewpoint of suppressing the formation of carbides, the average cooling rate in this temperature range is preferably less than 15 ° C / s, and more preferably less than 10 ° C / s.
  • Carbon is distributed from martensite and / or lower bainite to ⁇ to suppress carbides with an aspect ratio of 3.5 or less and a circle-equivalent particle diameter of 0.02 to 0.25 ⁇ m, with an aspect ratio of 3.6 to 15.
  • the cooling rate in this temperature range is preferably 0.3 ° C./s or more and less than 20 ° C./s, and more preferably 0.3 ° C./s or more and less than 10 ° C./s.
  • Cooling stop temperature Tsq 170-270 ° C Since the total area ratio S ⁇ Block of particles having a circle-equivalent particle diameter of 1.3 to 20 ⁇ m and an aspect ratio of 3 or less is 5% or less, the cooling stop temperature Tsq is 170 to 270 in order to secure the residual ⁇ amount. Must be in the ° C range.
  • the average heating rate in the temperature range from the cooling stop temperature Tsq to 350 ° C: 2 ° C / s or more Furthermore, by heating the cooling stop temperature Tsq to 350 ° C in a short time, carbide precipitation is suppressed and high ductility is ensured. Can be done. Therefore, the average heating rate in the temperature range from the cooling stop temperature Tsq to 350 ° C. is set to 2 ° C./s or more. From such a viewpoint, the average heating rate is preferably 5 ° C./s or higher, and more preferably 10 ° C./s or higher.
  • the upper limit of the average heating rate is not particularly limited, but is preferably 50 ° C./s or less, and more preferably 30 ° C./s or less.
  • Holding time at 350 to 500 ° C 20 to 3000 sec C is distributed to the residual ⁇ UB generated by intermediate holding (holding for 13 to 200 sec in the temperature range of 500 to 405 ° C.) and the residual ⁇ generated adjacent to martensite and lower bainite to stabilize them, resulting in ductility.
  • the region distributed in a mass as untransformed ⁇ is subdivided by bainite transformation, and from the viewpoint of improving ⁇ , the region is held for 20 to 3000 sec in a temperature range of 350 to 500 ° C.
  • the holding time in this temperature range is preferably 240 sec or more, and further preferably 300 sec or more from the viewpoint of improving the HAZ softening resistance.
  • the steel sheet can be subjected to skin pass rolling from the viewpoint of stabilizing the press formability such as adjusting the surface roughness and flattening the plate shape and increasing the yield strength (YS) by cooling to room temperature.
  • the skin pass elongation rate is preferably 0.1 to 0.5%.
  • the plate shape can also be flattened with a leveler.
  • Galvanization or alloying is performed between the step of cooling the temperature range of 700 to 500 ° C. at an average cooling rate of 8 to 2000 ° C./s and the step of holding the temperature range of 500 to 405 ° C. for 13 to 200 sec.
  • the galvanizing treatment or the alloyed zinc plating treatment may be performed after the step of holding for 20 to 3000 seconds in the temperature range of 350 ° C. to 500 ° C. (preferable conditions).
  • the zinc plating when alloying the zinc plating, it is preferable to allow the zinc plating to stay in a temperature range of 460 ° C. or higher and 580 ° C. or lower for 1 second or longer and 120 seconds or shorter for alloying. From the viewpoint of suppressing the decomposition of residual ⁇ , the temperature is more preferably 550 ° C. or lower.
  • Galvanization is preferably formed using a zinc plating bath having an Al content of 0.08% by mass or more and 0.25% by mass or less. Further, the galvanized steel sheet can be subjected to various coating treatments such as resin and oil coating.
  • a low temperature heat treatment at 100 to 300 ° C. for 30 sec to 10 days after the above heat treatment or skin pass rolling.
  • This treatment causes the hydrogen that has entered the steel sheet to separate from the steel sheet during tempering or annealing of martensite generated during final cooling or skin pass rolling.
  • Hydrogen can be reduced to less than 0.1 ppm by low temperature heat treatment.
  • electroplating After electroplating, it is preferable to perform the above low temperature heat treatment from the viewpoint of reducing hydrogen in the steel.
  • TS ⁇ El ⁇ 17,000 MPa ⁇ % which is important as an index of formability of a part having a complicated shape in which overhang molding and stretch flange molding are mixed, is secured, and breakage of the welded portion from the HAZ portion is suppressed. Can be done.
  • a cold-rolled steel sheet having the component composition shown in Table 1 and having a thickness of 1.4 mm was treated under the annealing conditions shown in Table 2 to produce a steel sheet of the present invention and a steel sheet of a comparative example.
  • Some steel sheets (cold-rolled steel sheets: CR) were subjected to hot-dip galvanizing treatment after the step of holding them in the temperature range of 350 ° C. to 500 ° C. to obtain hot-dip galvanized steel sheets (GI).
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • the steel sheet was immersed in a zinc plating bath at 440 ° C. or higher and 500 ° C. or lower to perform hot-dip galvanizing treatment, and then the amount of plating adhesion was adjusted by gas wiping or the like.
  • a zinc plating bath having an Al content of 0.10% or more and 0.22% or less was used for hot-dip galvanizing.
  • some hot-dip galvanized steel sheets were alloyed after the hot-dip galvanized treatment to obtain alloyed hot-dip galvanized steel sheets (GA).
  • the alloying treatment was performed in a temperature range of 460 ° C. or higher and 580 ° C. or lower.
  • some steel sheets (cold-rolled steel sheets: CR) were electroplated to obtain electrogalvanized steel sheets (EG).
  • the steel structure was measured by the above method. The measurement results are shown in Table 3.
  • condition A was a gap between the butt surfaces: 0 mm
  • condition B was a gap between the butt surfaces: 0.15 mm. Under condition B, the cross-sectional area of the molten portion becomes small, so that the evaluation becomes stricter.
  • TS ⁇ El ⁇ 17,000 MPa ⁇ % is satisfied, and the laser welded portion can also break the base metal.
  • No. 1,11,12,18,26,29,32,33,37 is, (S UB / S 2nd) ⁇ 100 (%) is 3.0 or more, N theta five / [mu] m 2 or less, N Fine is 0.03 pieces / ⁇ m 2 or more, S ⁇ Block is 5% or less, the base metal breaks even under the condition B where there is a gap in butt welding, and the ductility also satisfies TS ⁇ El ⁇ 19000 MPa ⁇ %, which is particularly excellent.
  • a cold-rolled steel sheet having the component composition shown in Table 1 and having a thickness of 1.4 mm was treated under the annealing conditions shown in Table 4 to produce a steel sheet of the present invention and a steel sheet of a comparative example.
  • An average cooling rate in the temperature range of 700 to 500 ° C. Between the step of cooling at 8 to 2000 ° C./s and the step of holding for 13 to 200 sec in the temperature range of 500 to 405 ° C., galvanization or alloying. It was galvanized. Here, the steel sheet was immersed in a zinc plating bath at 440 ° C. or higher and 500 ° C. or lower to perform hot-dip galvanizing treatment, and then the amount of plating adhesion was adjusted by gas wiping or the like. For hot-dip galvanizing, a zinc plating bath having an Al content of 0.10% or more and 0.22% or less was used.
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets were alloyed after the hot-dip galvanized treatment to obtain alloyed hot-dip galvanized steel sheets (GA).
  • the alloying treatment of zinc plating was performed in a temperature range of 460 ° C. or higher and 580 ° C. or lower.
  • TS ⁇ El ⁇ 17,000 MPa ⁇ % is satisfied, and the laser welded portion can also break the base metal.
  • the present invention has high ductility and excellent HAZ softening resistance, and can be preferably applied to press molding used in automobiles, home appliances, etc. through a press molding process.

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)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

高い延性を有しつつ、溶接部の優れた耐ＨＡＺ軟化特性を示す鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。　特定の成分組成と、鋼組織は、面積率でフェライトを６～９０％含み、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織を合計で１０～９４％、体積率で残留γを３～２０％含み、粒子幅が０．１７～０．８０μｍ、アスペクト比が４～２５である残留γＵＢに接して存在する幅０．８～７μｍ、長さ２～１５μｍ、アスペクト比が２．２以上の上部ベイナイトの面積率ＳＵＢの、前記上部ベイナイト等の１種もしくは２種以上からなる組織の面積率Ｓ２ｎｄに対する比率：（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が２．０～１５％であり、前記上部ベイナイト等の１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２～０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθが７個／μｍ２以下であり、円相当粒子直径が１．３～２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋが５％以下である鋼板とする。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用に好ましく適用できる、鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、自動車車体軽量化ニーズの更なる高まりから、自動車の骨格部品、バンパー、シート部品等への９８０～１４７０ＭＰａ級高強度鋼板の適用が進みつつある。また、レーザ溶接の活用による部品の軽量化や高剛性化も進みつつある。例えば、板厚や強度の異なる鋼板をプレス加工前に接合してブランク材とするテーラードブランクの活用、プレス部品の端部やフランジ部をレーザ溶接することによる閉断面構造化、フランジの短小化、従来スポット溶接に対する溶接箇所の強度向上等が進められている。
　しかしながら、５９０～１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板を自動車部品に適用した場合、延性の低下に起因したプレス割れが生じやすくなる。また、これらの鋼板の多くには、強度や延性を向上させるため鋼板のミクロ組織に硬質なマルテンサイトを活用しているので、これらの鋼板にレーザ溶接を施すと熱影響部（以下ＨＡＺ）でマルテンサイトの軟化に起因した大きな軟化が生じる。その結果、プレス成形時にＨＡＺ軟化部で破断したり、部品の変形時にＨＡＺ軟化部が優先的に破断して部品強度が低下するといった問題が生じる。このため、これらの高強度鋼板には、従来より成形性に優れ、ＨＡＺ軟化が小さいことが望まれている。
　このような背景から、例えば、鋼板の延性を向上させる技術として、鋼板のミクロ組織中に残留γを分散させたＴＲＩＰ鋼が開発されている。例えば、特許文献１には、Ｃ：０．１０～０．４５％、Ｓ：０．５～１．８％、Ｍｎ：０．５～３．０％を含む鋼を焼鈍後に３５０～５００℃で１～３０ｍｉｎ保持して残留γを生成させることでＴＳ：８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上でＴＳ×Ｅｌ≧２５００ｋｇｆ／ｍｍ２・％の高い延性を有する鋼板が得られることが開示されている。
　特許文献２には、Ｃ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％を含有する鋼を焼鈍後に１０℃／ｓ以上で４５０～３００℃まで冷却し、１８０～６００秒保持し、占積率で残留オーステナイトを５％以上、ベイニティックフェライトを６０％以上、ポリゴナルフェライトを２０％以下に制御することで、延性：Ｅｌと伸びフランジ成形性：λに優れた鋼板が得られることが開示されている。
　特許文献３には、Ｃ：０．１０～０．２８％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：１．０～３．０％を含有する鋼をＡ３変態点以上の温度域で焼鈍した後、１～１０℃でＡ３－２５０～Ａ３－２０℃まで冷却速度：１～１０℃で緩冷却してフェライトを生成させ、その後１１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でフェライト変態を回避してベイナイト変態温度域（３２０～４５０℃）まで冷却することで、占積率でベイニティックフェライト：３０～６５％、ポリゴナルフェライト：３０～５０％、残留オーステナイト：５～２０％が得られ、ＴＳ×Ｅｌ≧２３０００ＭＰａ・％の延性の高い鋼板が得られることが開示されている。
　また、耐ＨＡＺ軟化特性を改善する技術として、例えば、特許文献４には、ミクロ組織としてマルテンサイト：５～４０％を含有させた引張強さ７８０ＭＰａ以上の鋼板において、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．００５～１．３％、Ｍｎ：１．０～３．２％、Ｍｏ：０．０５～０．５％を含有させ、さらにＮｂ：０．００５～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％の１種または２種以上を含有させることで、熱影響部に微細炭化物を生成させてマルテンサイトの焼戻し軟化を抑制する技術が開示されている。
　さらに、特許文献５には、Ｃ：０．０１～０．３％、Ｓｉ：０．００５～２．５％、Ｍｎ：０．０１～３％、Ｍｏ：０．０１～０．３％、Ｎｂ：０．００１～０．１％を含有する鋼板をγ単相に近い組織となる高温域で焼鈍後、２００～４５０℃の温度範囲に冷却して保持することで、主相をベイナイトもしくはベイニティックフェライトとして５０～９７％含有させ、第２相としてオーステナイトを３～５０％含有させることで延性、伸びフランジ成形性、溶接性に優れた鋼板が得られることが示されている。
特公平６－３５６１９号公報 特許第４４１１２２１号公報 特許第４７１６３５９号公報 特許第３８８１５５９号公報 特許第３８５４５０６号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の従来のＴＲＩＰ鋼では、Ｅｌは優れているものの、溶接部の耐ＨＡＺ軟化特性が著しく劣化するという問題を有していた。つまり、レーザ溶接した鋼板のＨＡＺ軟化部に塑性変形が加わると母材より軟質なＨＡＺで破断するので、レーザ溶接の適用が困難であったり、溶接線を変形の加わらない部位に設置するなどの工夫が必要であった。
　特許文献２に記載の技術では、ミクロ組織として主にベイニティックフェライトを活用しており、フェライトを少なく抑えているので、伸びフランジ成形性には優れているものの延性は必ずしも高くないという欠点を有していた。
　特許文献３に記載の技術は、ミクロ組織としてフェライトを活用することで延性の改善を図ろうとするものであるが、フェライトの活用により特に９８０ＭＰａ以上の高強度化が難しいという課題を有していた。また、耐ＨＡＺ軟化特性は著しく劣化していた。
　特許文献４に記載の技術は、マルテンサイトの焼戻し軟化抵抗の向上を図るものであるが、耐ＨＡＺ軟化特性の改善効果は十分ではなかった。ＨＡＺでのマルテンサイトの軟質化は十分には抑制できず、特に９８０ＭＰａ級以上の強度鋼板では十分な改善効果が得られない。
　特許文献５に記載の技術では、より高強度な素材での改善が図られているが、レーザ溶接速度が速く入熱の少ない場合には効果があるものの、レーザ出力：４～６ｋＷ、溶接速度：３～５ｍｐｍといった通常か低速の溶接条件ではＨＡＺ軟化が大きく、レーザ溶接線を引張軸と垂直方向に含む継手を引張試験すると、ＨＡＺで破断する問題があった。また、延性が必ずしも高くなく、更なる延性の向上が望まれていた。また、高価なＭｏやＮｂの多量添加を必要としており、コスト低減も必要であった。
　このように、従来技術では、特に９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板においても高い延性を有して、優れた耐ＨＡＺ軟化特性を有する鋼板は見当たらなかった。
　本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、高い延性を有しつつ、溶接部の優れた耐ＨＡＺ軟化特性を示す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、高い延性と優れた耐ＨＡＺ軟化特性を同時に確保する手段について鋭意検討を行い、以下の結論を得た。
（ｉ）鋼のミクロ組織において、粒子幅が０．１７～０．８０μｍ、アスペクト比が４～２５の残留γ（残留γＵＢ）に隣接した、粗大な上部ベイナイトを所定量生成させる。粗大な上部ベイナイトは軟質であり、しかも残留γＵＢと粗大な上部ベイナイトを隣接させることで、上部ベイナイト中のＣを残留γＵＢに移行させ、熱影響を受けにくい残留γと熱影響を受けにくいＣ含有量の少ない軟質なベイナイトからなる領域を作り出すことが可能となる。また、このような領域は延性も向上させる作用がある。
（ｉｉ）上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部において、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２～０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθを７個/μｍ２以下とする。上記粒子の分布密度の多い領域は硬質な焼戻しマルテンサイトもしくは下部ベイナイトを意味する。この領域では、溶接処理時に焼戻しがさらに進行し、軟化が生じやすい。したがって、粒子密度の高い領域を低減して焼き戻しによる軟化の生じにくい粒子密度の低い領域主体の組織とすることで耐ＨＡＺ軟化特性が向上する。
（ｉｉｉ）円相当粒子直径が１．３～２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋを５％以下に制御する。この比較的粗大な粒子は、フレッシュマルテンサイトであることが多く、母材の強度を顕著に増加させる一方で、入熱による軟化が生じやすく、耐ＨＡＺ軟化特性を著しく劣化させる。
（ｉｖ）このような組織は、焼鈍工程の加熱速度を制御することと、焼鈍後の冷却工程において、４５０℃付近で所定時間の保持を行い、その後２００℃付近まで冷却したのち、４００℃付近に再加熱して保持することで得られる。その結果、延性と耐ＨＡＺ軟化特性の双方を向上できる。
　本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的には以下のものを提供する。
［１］成分組成として、質量％で、
Ｃ：０．０６～０．２５％、
Ｓｉ：０．１～２．５％、
Ｍｎ：２．０～３．２％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満（０％を含む）、
Ｎ：０．０１５％未満を含有し、
Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌの含有量の合計：Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌが０．７～２．５％であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、面積率でフェライトを６～９０％含み、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織を合計で１０～９４％、体積率で残留γを３～２０％含み、
粒子幅が０．１７～０．８０μｍ、アスペクト比が４～２５である残留γＵＢに接して存在する幅０．８～７μｍ、長さ２～１５μｍ、アスペクト比が２．２以上の上部ベイナイトの面積率ＳＵＢの、前記上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の面積率Ｓ２ｎｄに対する比率：（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が２．０～１５％であり、
上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２～０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθが７個／μｍ２以下（０個／μｍ２を含む）であり、
円相当粒子直径が１．３～２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋが５％以下（０％を含む）である鋼板。
［２］前記上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．６～１５、粒子幅が０．１４～０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅが０．０３～０．４個／μｍ２である［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００２～０．１％、
Ｂ：０．０００２～０．０１％のうちから選んだ１種または２種を含有する［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００５～１％、
Ｎｉ：０．０１～１％、
Ｃｒ：０．０１～１．０％、
Ｍｏ：０．０１～０．５％、
Ｖ：０．００３～０．５％、
Ｎｂ：０．００２～０．１％、
Ｚｒ：０．００５～０．２％およびＷ：０．００５～０．２％のうちから選んだ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鋼板。
［５］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２～０．００４０％、
Ｃｅ：０．０００２～０．００４０％、
Ｌａ：０．０００２～０．００４０％、
Ｍｇ：０．０００２～０．００３０％、
Ｓｂ：０．００２～０．１％およびＳｎ：０．００２～０．１％のうちから選んだ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鋼板。
［６］引張強度が５９０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ以下である［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板。
［７］鋼板表面に亜鉛めっき層を有する［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板。
［８］［１］～［５］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ラインにおいて６６０～７４０℃の温度範囲を１～６℃／ｓで加熱し、７４０～７７０℃の温度範囲を１～６℃／ｓで加熱し、さらに７７０～８５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７７０～７００℃の温度範囲を平均冷却速度：１～２０００℃／ｓで冷却し、さらに７００～５００℃の温度範囲を平均冷却速度：８～２０００℃／ｓで冷却したのち、５００～４０５℃の温度範囲で１３～２００ｓｅｃ保持し、さらに４０５℃から１７０～２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまで平均冷却速度：１～５０℃／ｓで冷却した後、前記冷却停止温度Ｔｓｑから３５０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱し、３５０～５００℃で２０～３０００ｓｅｃ保持した後、室温まで冷却し、さらに前記焼鈍後の冷却から前記平均加熱速度：２℃／ｓ以上での加熱に至る工程において、１７０～２５０℃の温度範囲での滞留時間が５０ｓ以下とする鋼板の製造方法。
［９］４０５℃から１７０～２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまで冷却する工程において、３２０～２７０℃の範囲の冷却速度を０．３℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満とする［８］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］７７０～８５０℃の焼鈍温度で焼鈍する工程における露点が－４５℃以上である［８］または［９］に記載の鋼板の製造方法。
［１１］７００～５００℃の温度範囲を平均冷却速度：８～２０００℃／ｓで冷却する工程と、５００～４０５℃の温度範囲で１３～２００ｓｅｃ保持する工程との間に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行う［８］～［１０］のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
［１２］３５０～５００℃で２０～３０００ｓｅｃ保持する工程の後に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行う［８］～［１０］のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高い延性と、溶接部の優れた耐ＨＡＺ軟化特性を両立した鋼板を得ることが出来る。さらに、本発明によれば、高強度化することも可能である。
図１は、ＳＥＭ画像の一例を示す図である。 図２は、アスペクト比、粒子幅、粒子長さを説明するための図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明の鋼板は、特定の成分組成と特定の鋼組織とを有する。そこで、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。
　本発明の鋼板は下記の成分を含む。下記の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０６～０．２５％
　Ｃは、溶接継ぎ手における溶融部とγ域からの急冷部の強度上昇を通じて、ＨＡＺでの変形を抑制する作用があり、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる作用がある。また、焼き戻しマルテンサイトの面積率を確保して所定の強度を確保する観点、残留γの体積率を確保して延性を向上させる観点、残留γ中に濃化して残留γを安定化させて延性を向上させる観点から含有する。Ｃの含有量が０．０６％未満ではこれらの効果が十分に確保できないので、その下限は０．０６％とする。好ましくは０．０９％以上、より好ましくは０．１１％以上である。Ｃの含有量が０．２５％を超えると、冷却途中の中間保持における上部ベイナイト変態が遅延して、残留γＵＢに隣接して生成する上部ベイナイトの量を十分確保することが難しくなる。その結果、耐ＨＡＺ軟化特性、延性が低下する。このため、Ｃ含有量の上限は０．２５％とする。耐ＨＡＺ軟化特性、延性を向上させる観点からはＣ含有量は０．２２％以下とすることが望ましい。耐ＨＡＺ軟化特性、延性を向上させる観点からはＣ含有量は０．２０％以下にすることがさらに望ましい。
　Ｓｉ：０．１～２．５％
　Ｓｉは、マルテンサイトやベイナイト中の炭化物の生成抑制を通じて、また熱影響を受けにくい固溶強化量の増加を通じて溶接部における耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる作用と、残留γの安定性を向上させて延性を向上させる作用がある。これらの観点から、Ｓｉ含有量は０．１％以上にする。これらの観点から、Ｓｉ含有量は０．６％以上が好ましい。より好ましくは０．８％以上、さらに好ましくは１．１％以上である。Ｓｉの含有量が２．５％を超えると圧延荷重が極端に高くなり、薄板の製造が困難になる。また、化成処理性や溶接部の靭性が劣化する。このため、Ｓｉの含有量は２．５％以下とする。化成処理性や素材および溶接部の靭性確保の観点から、Ｓｉの含有量は２．０％未満とするのが好ましい。溶接部の靭性確保の観点からはＳｉの含有量は１．８％以下、さらには１．５％以下とするのが好ましい。
　Ｍｎ：２．０～３．２％
　Ｍｎは、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを確保して強度を確保する観点、残留γのＭｓ点の低下により残留γを安定化させ延性を改善する観点、Ｓｉと同様にベイナイト中の炭化物の生成を抑制して延性を向上させる観点、残留γの体積率を増加させて延性を向上させる観点から重要な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎの含有量は２．０％以上とする。残留γを安定化させて延性を向上させる観点からは、Ｍｎ含有量は２．３％以上が好ましい。より好ましくは２．５％以上、さらに好ましくは２．７％以上である。Ｍｎの含有量が３．２％を超えると、冷却途中の上部ベイナイト変態が遅延して、残留γUBに隣接して生成する上部ベイナイトの量を十分確保することが難しくなる。その結果、耐ＨＡＺ軟化特性、延性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は３．２％以下とする。ベイナイト変態を促進して高い延性を確保する観点からＭｎ含有量は３．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは２．９％以下である。
　Ｐ：０．０２％以下
　Ｐは鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとスポット溶接性を劣化させる。したがって、Ｐは０．０２％以下とする。スポット溶接性を改善する観点からはＰは０．０１％以下とすることが好ましい。なお、Ｐを含まなくてもよいが、Ｐ含有量は製造コストの観点から０．００１％以上が好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは熱延でのスケール剥離性を改善する効果、焼鈍時の窒化を抑制する効果があるが、スポット溶接性、曲げ性、穴拡げ性に対して大きな悪影響を有する元素である。これらの悪影響を低減するために、少なくともＳは０．０１％以下とする。本発明ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が高いのでスポット溶接性が悪化しやすく、スポット溶接性を改善する観点からは、Ｓは０．００２０％以下とすることが好ましく、さらに０．００１０％未満とすることがより好ましい。なお、Ｓを含まなくてもよいが、Ｓ含有量は製造コストの観点から０．０００１％以上が好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満（０％を含む）
　Ａｌは、炭化物の生成抑制、上部ベイナイト変態の促進を通じて、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる作用がある。ｓｏｌ．Ａｌの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うためには０．０１％以上とすることが望ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌが１．０％以上となると、素材の強度が極端に低下し、化成処理性にも悪影響するので、ｓｏｌ．Ａｌは１．０％未満とする。ｓｏｌ．Ａｌは０％でも構わないが、高い強度を得るためにｓｏｌ．Ａｌは０．５０％未満とすることが好ましく、０．１０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｎ：０．０１５％未満
　Ｎは、鋼中でＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の窒化物を形成する元素であり、鋼の熱間延性を低下させ、表面品質を低下させる元素である。また、Ｂを含有する鋼では、ＢＮの形成を通じてＢの効果を消失させる弊害がある。Ｎ含有量が０．０１５％以上になると表面品質が著しく劣化する。したがって、Ｎの含有量は０．０１５％未満とする。なお、Ｎを含まなくてもよいが、Ｎ含有量は製造コストの点から０．０００１％以上が好ましい。
　Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ：０．７～２．５％
　Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌはいずれも耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる作用があり、これらの効果を十分発揮させるためには、これらの含有量を合計で０．７％以上とする必要がある。より好ましくは０．８％以上である。さらに好ましくは０．９％以上であり、１．１％以上とすることが特に好ましい。これらの含有量が多くなりすぎるとフェライトや上部ベイナイトが増加しすぎて強度を著しく低下させるので、これらの含有量は合計で２．５％以下とする必要がある。より好ましくは２．０％以下である。
　本発明の鋼板の成分組成は、上記成分に加えて、以下の任意元素を適宜含有することができる。
　Ｔｉ：０．００２～０．１％
　Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、熱間延性を向上させる効果やＢの焼入れ性向上効果を生じさせる作用がある。また、ＴｉＣの析出やそれによる組織の微細化を通じて耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる効果がある。これらの効果を得るためにＴｉ含有量を０．００２％以上にすることが望ましい。Ｎを十分固定する観点からはＴｉ含有量は０．００８％以上がより好ましい。さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると圧延負荷の増大、析出強化量の増加による延性の低下を招くので、Ｔｉ含有量は０．１％以下にすることが望ましい。より好ましくは０．０５％以下である。高い延性を確保するためにＴｉは０．０３％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｂ：０．０００２～０．０１％
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを生成させやすい利点を有する。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させて溶接部近傍に硬質組織を形成することで耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。また、耐遅れ破壊特性を向上する。このようなＢの効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００２％以上にすることが好ましい。また、Ｂ含有量は０．０００５％以上がより好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性の著しい低下をもたらし表面欠陥を生じさせる。したがって、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。より好ましくは０．００５０％以下である。さらに好ましい範囲は０．００３０％以下である。
　Ｃｕ：０．００５～１％
　Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Ｃｕの腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。Ｃｕは、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを低減することができる。このような観点からＣｕは０．００５％以上含有させることが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からは、Ｃｕは０．０５％以上含有させることがより望ましい。さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来するので、Ｃｕ含有量は１％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
　Ｎｉ：０．０１～１％
　Ｎｉも、Ｃｕと同様、耐食性を向上する作用のある元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合に生じやすい、表面欠陥の発生を抑制する作用がある。このため、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが望ましい。より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、却って表面欠陥を発生させる原因になる。また、コスト増も招く。このため、Ｎｉ含有量は１％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
　Ｃｒ：０．０１～１．０％
　Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上が望ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｃｒを過剰に含有すると耐孔食性が劣化するのでＣｒ含有量は１．０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。
　Ｍｏ：０．０１～０．５％
　Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。このような効果を得るには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｍｏは冷延鋼板の化成処理性を著しく劣化させるので、その含有量は０．５％以下とすることが好ましい。化成処理性向上の観点からはＭｏは０．１５％以下とすることがさらに好ましく、０．１０％未満とすることがさらに好ましい。
　Ｖ：０．００３～０．５％
　Ｖは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することが出来る。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。その効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００３％以上が望ましい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｖを多量に含有すると鋳造性が著しく劣化するのでＶ含有量は０．５％以下が望ましい。より好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。
　Ｎｂ：０．００２～０．１％
　Ｎｂは鋼組織を微細化し高強度化する効果、細粒化を通じてベイナイト変態を促進する効果、曲げ性を改善する効果、耐遅れ破壊特性を向上させる効果から含有することが出来る。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｎｂを多量に含有すると析出強化が強くなりすぎ延性が低下する。また、圧延荷重の増大、鋳造性の劣化を招く。このため、Ｎｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
　Ｚｒ：０．００５～０．２％
　Ｚｒは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｚｒを多量に含有すると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＺｒＮやＺｒＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｚｒ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
　Ｗ：０．００５～０．２％
　Ｗは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためにはＷ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｗを多量に含有させると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＷＮやＷＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｗ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
　Ｃａ：０．０００２～０．００４０％
　Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。ただし、Ｃａは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｃａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｃｅ：０．０００２～０．００４０％
　Ｃｅも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃｅ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｃｅを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｃｅ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｌａ：０．０００２～０．００４０％
　Ｌａも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｌａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｌａを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｌａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｍｇ：０．０００２～０．００３０％
　ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
　Ｓｂ：０．００２～０．１％
　Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐遅れ破壊特性が改善する。このような観点から、Ｓｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｂ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、せん断端面の耐遅れ破壊特性は劣化する。このため、Ｓｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
　Ｓｎ：０．００２～０．１％
　Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐遅れ破壊特性が改善する。このような観点から、Ｓｎ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｎ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して、せん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｓｎ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
　上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。また、上記任意成分を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素は本発明の効果を害さない。そこで、上記任意元素を下限値未満で含む場合、上記任意元素は、不可避的不純物として含まれるとする。
　次に、本発明の鋼板の鋼組織について、説明する。
　フェライト：６～９０％
　高い延性を確保するために、フェライトは面積率で６％以上とする。高い延性を確保する観点から、フェライトは面積率で８％以上とすることが好ましく、１０％超とすることがさらに好ましい。しかしながら、フェライトが増加しすぎると強度低下を招き、上部ベイナイトの生成を抑制するので、フェライトは面積率で９０％以下とする。強度確保の観点からフェライトは面積率で８５％以下とすることが好ましく、７０％以下とすることがさらに好ましい。ここで、フェライトはポリゴナルなフェライトを指す。
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：１０～９４％
　所定の強度、延性を確保するために、ポリゴナルフェライト以外である残部の、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの合計面積率は１０～９４％とする。下限について、好ましくは１５％以上、より好ましくは３０％以上である。上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイトの各組織の面積率は次の範囲にあることが多いと考えられる。上部ベイナイトは面積率で１～３０％である。フレッシュマルテンサイトは面積率で０～１０％である。焼戻しマルテンサイトは面積率で２～６０％である。下部ベイナイトは面積率で２～７０％である。
　残留γ：３～２０％
　高い延性を確保するために、鋼組織全体に対して残留γは体積率で３％以上とする。より好ましくは６％以上、さらに好ましくは８％以上である。この残留γ量には、上部ベイナイトに隣接して生成する残留γとマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成する残留γの両者を含む。残留γの量が増加しすぎると強度低下、伸びフランジ成形性の低下、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、残留γの体積率は２０％以下とする。より好ましくは１５％以下である。また、「体積率」は「面積率」とみなすことができる。
　粒子幅が０．１７～０．８０μｍ、アスペクト比が４～２５である残留γＵＢに接して存在する、幅０．８～７μｍ、長さ２～１５μｍ、アスペクト比が２．２以上の上部ベイナイトの面積率ＳＵＢの、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の面積率Ｓ２ｎｄに対する比率：（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が２．０～１５％
　後述する製造方法において、冷却過程の５００～４０５℃の中間温度域で保持することで、炭化物をほとんど含まない上部ベイナイト（ベイニティックフェライト）に隣接して生成する、残留γＵＢを所定量確保することができる。この残留γＵＢ粒子は、粒子幅が０．１７～０．８０μｍ、アスペクト比が４～２５である。残留γＵＢと粗大な上部ベイナイトを隣接させることで、上部ベイナイト中のＣを残留γＵＢに移行させて局所的に濃化させることが可能である。その結果、この上部ベイナイトは固溶Ｃを殆ど含まないため、熱影響を受けにくい。また、上部ベイナイトが隣接する残留γＵＢに炭素を排出することで、熱影響を受けにくい残留γを生成することが出来る。また、耐ＨＡＺ軟化特性の向上に有効な上部ベイナイトは、残留γＵＢに接して存在しており、幅０．８～４μｍ、長さ２～１５μｍ、アスペクト比が２．２以上である。この上部ベイナイトの面積率ＳＵＢと、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の合計面積率Ｓ２ｎｄとの比率を制御する必要があり、本発明では、比率：（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）を２．０％以上とすることで、耐ＨＡＺ軟化特性が向上する。また、延性が向上する。耐ＨＡＺ軟化特性向上の観点から（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）は３．０％以上とすることが好ましい。一方で、上部ベイナイトの面積率ＳＵＢが多くなりすぎると、母材の大幅な強度低下を招く。また、延性、伸びフランジ成形性、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）は１５％以下とする。好ましくは１２％以下、より好ましくは１０％以下である。なお、上記面積率ＳＵＢ、Ｓ２ｎｄは、鋼組織全体における面積率を意味する。
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２～０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθが７個/μｍ２以下（０個/μｍ２を含む）
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２～０．２５μｍの粒子は、主に炭化物である。この炭化物が密に分布する領域は、硬質な焼戻しマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトであり、熱影響により軟化しやすい。このため、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる観点から、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２～０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθは、７個/μｍ２以下とする。好ましくは、６個μｍ２以下であり、より好ましくは、４個／μｍ２以下である。この粒子の分布密度の下限は特に規定しないが、０個／μｍ２であることが望ましい。なお、この炭化物は、３２０℃以下の温度域の冷却速度が速すぎる場合や２５０℃以下の低温での保持時間が長すぎる場合に顕著に生成する。
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．６～１５、粒子幅が０．１４～０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅが０．０３～０．４個／μｍ２（好適条件）
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．６～１５、粒子幅が０．１４～０．３０μｍの粒子は、主に下部ベイナイト内（外周部を含む）に生成した残留γである。この粒子は、延性を向上させる効果、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる効果の両方を有する。その効果を得るために、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．６～１５、粒子幅が０．１４～０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅは、０．０３個/μｍ２以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０４個/μｍ２以上である。さらに好ましくは０．０５個/μｍ２以上である。この粒子が増加しすぎるとλの低下を招くので、この粒子の分布密度ＮＦｉｎｅは、０．４個/μｍ２以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３個/μｍ２以下である。
　円相当粒子直径が１．３～２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率：ＳγＢｌｏｃｋが５％以下（０％を含む）
　この組織は、主にフレッシュマルテンサイトである。従来のオーステンパー処理により得られるＴＲＩＰ鋼ではこの粒子が多く、耐ＨＡＺ軟化特性を劣化させていた。焼鈍後の冷却工程において、４０５℃以下を速やかに冷却し、さらに３２０℃以下の低温域で適度に緩やかな冷却速度で２７０℃以下まで冷却することでこの塊状組織を低減することが出来る。優れた耐ＨＡＺ軟化特性を得るためには、円相当粒子直径が１．３～２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率：ＳγＢｌｏｃｋは５％以下とする必要がある。より好ましくは４％以下であり、さらに好ましくは３％以下である。
　次に鋼組織の測定方法について説明する。
　フェライト、残留γUB、上部ベイナイトの形態および面積率の測定は、圧延方向と平行な板厚断面を切り出し、鏡面研磨した後、３ｖｏｌ．％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置でＳＥＭで５０００倍にて８視野観察する方法で行った。フェライトは内部に殆ど炭化物を伴わず、アスペクト比が２．２未満の等軸なポリゴナルフェライトを対象とした。ＳＥＭでは最も黒色に見える領域である。残留γＵＢは、ＳＥＭでは白色の粒子である。上部ベイナイトはフェライトと同様に内部に殆ど炭化物を伴わず、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｅｌｅｎｃｔｒｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で黒色に見える領域である。アスペクト比≧２．２の領域を上部ベイナイト（ベイニティックフェライト）に分類し面積率ＳＵＢを算出した。ここで、アスペクト比は、図２に示すように、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向でもっとも粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とした。また、複数の粒子が互いに接している場合は、個々の粒子が接している領域でおよそ均等に分割されるように図２に示す破線の位置で分割し、個々の粒子のサイズを測定する。
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の面積率Ｓ２ｎｄは、フェライトと同様の手法で測定した。当該面積率は上記のフェライト以外の領域の面積率である。ここで、炭化物の面積率は非常に少ないので、上記の面積率に含めた。
　残留γの体積率は、表層から１／４厚み位置を化学研磨し、Ｘ線回折にて求めた。入射Ｘ線にはＣｏ-Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの面積率を計算した。ここで、残留γはランダムに分布しているので、Ｘ線回折で求めた残留γの体積率は、鋼組織における残留γの面積率と等しくなる。
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２～０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθも同様に、ＳＥＭ写真から求めた。分布密度の測定の対象となる領域は、上記の組織でありフェライトは含まない。つまり、上記の組織の内部（外周を含める）に存在する該当サイズの粒子の個数を求め、その値を上記の組織の面積で除して分布密度Ｎθを求めた。
　また、円相当粒子径（円相当粒子直径）は、ＳＥＭで個々の粒子を観察し、その面積率を求め、円相当粒子直径を算出し、円相当粒子直径とした。
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．６～４０、粒子幅が０．１４～０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅも同様に、ＳＥＭ写真から求めた。分布密度の測定の対象となる領域は、上記の組織でありフェライトは含まない。つまり、上記の組織の内部（外周を含める）に存在する該当サイズの粒子の個数を求め、その値を上記の組織の面積で除して分布密度ＮＦｉｎｅを求めた。
　円相当粒子直径が１．３～２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋも同様に、ＳＥＭ写真から求めた。
　また、ＳＥＭ写真の一例を図１に示した。
　図１の観察に用いた鋼板は、０．１８％Ｃ－１．５％Ｓｉ－２．８％Ｍｎ鋼を６３０℃まで２０℃／ｓで加熱した後、６３０～８００℃までを３℃／ｓの一定の加熱速度で加熱した。８００℃で焼鈍後、２０℃／ｓの一定の冷却速度で４５０℃まで冷却したのち、４５０℃で３０ｓｅｃ等温保持した後、１５℃／ｓで３２０℃まで一定の冷却速度で冷却し、その後３２０℃から２７０℃まで６℃／ｓで冷却し、さらに２７０℃から２００℃までを５℃／ｓで冷却し、２００℃に到達後、即座に４００℃まで１５℃／ｓで加熱して４００℃で１０ｍｉｎ保持し、その後１０℃／ｓで１００℃以下まで冷却して得た。圧延方向の垂直断面の１／４厚さ位置を研磨後３％ナイタールで腐食してＳＥＭにより観察した。
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γをＳＥＭ写真で分離評価する。上部ベイナイト（ａ）は炭化物をほとんど含まず、内部に筋状のひずみ（ラス界面）が殆ど見えずフェライトとほぼ同じ黒色の幅０．８～７μｍ、長さ２～１５μｍアスペクト比が２．２以上の組織である。粒子幅が０．１７～０．８０μｍ、アスペクト比が４～２５である粒子は、残留γＵＢ（ｂ）である。焼戻しマルテンサイト（ｃ）は組織内部にアスペクト比が３．５以下で円相当直径で０．０２～０．２５μｍの微細な炭化物を１μｍ２あたり２．０～２０個含む領域である。下部ベイナイト（ｄ）は組織の内部に粒子幅が０．１４～０．３０μｍ、アスペクト比が３．６～１５のフィルム状の粒子を１μｍ２あたり０～４個含み、アスペクト比が３．５以下で円相当直径で０．０２～０．２５μｍの微細な炭化物を１μｍ２あたり０～１．９個含む領域である。焼き戻しマルテンサイトや下部ベイナイト内部には内部に筋状のひずみ（ラス界面）が認められ、フェライトや上部ベイナイトと比べると若干灰色を呈した色となる。フェラッシュマルテンサイト（ｅ）は塊状の白色粒子であり、アスペクト比がおよそ３以下、円相当粒子直径が０．２６μｍ以上である。ｅには塊状のγも一部混在する。炭化物が殆ど生成しておらず、アスペクト比が２．１以下の黒色領域がポリゴナルフェライト（ｆ）である。
　本発明の鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは９８０以上であり、さらに好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。引張強度の上限については、他の特性との両立の観点から１６００ＭＰａ以下が好ましく、より好ましくは１４５０ＭＰａ以下である。
　また、本発明の鋼板は、鋼板表面に亜鉛めっき層を有していてもよい。なお、亜鉛めっき層としては、合金化処理してなる合金化亜鉛めっき層も含む。
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　熱間圧延
　鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。熱間圧延は、常法にしたがって実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度は１１００～１３００℃、均熱温度は２０～３００ｍｉｎ、仕上圧延温度はＡｒ３変態点～Ａｒ３変態点＋２００℃、巻取温度は４００～７２０℃とすればよい。巻取温度は、板厚変動を抑制し高い強度を安定して確保する観点かは、４３０～５３０℃とするのが好ましい。
　冷間圧延
　冷間圧延では、圧延率を３０～８５％とすればよい。高い強度を安定して確保し、異方性を小さくする観点からは、圧延率は４５～８５％にすることが好ましい。なお、圧延荷重が高い場合は、４５０～７３０℃でＣＡＬ（連続焼鈍ライン）、ＢＡＦ（箱焼鈍炉）にて軟質化の焼鈍処理をすることが可能である。
　連続焼鈍ラインでの焼鈍
　所定の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、連続焼鈍ラインにおいて以下に規定の条件で焼鈍を施す。焼鈍設備は特に限定されないが、生産性、および所望の加熱速度および冷却速度を確保する観点から、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）または連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で実施することが好ましい。
　６６０～７４０℃の温度範囲の加熱速度：１～６℃／ｓ
　この温度域を１～６℃／ｓで徐加熱することで、耐ＨＡＺ軟化特性が向上する。この温度域の加熱速度が速すぎると、再結晶前の状態からオーステナイトが逆変態により生じ、オーステナイトが過剰に微細化する。微細に分散したオーステナイトにおいてはその後の冷却過程で４５０℃付近で保持しても粗大な上部ベイナイトが十分に生成せず、保持による耐ＨＡＺ軟化特性の改善効果が発現しない。このような効果を得るために６６０～７４０℃の温度範囲の加熱速度は６℃／ｓ以下とする必要がある。好ましくは５℃／ｓ以下である。加熱速度が遅すぎると生産性を阻害するので１℃／ｓ以上とする。好ましくは２℃／ｓ以上である。
　７４０～７７０℃の温度範囲の加熱速度：１～６℃／ｓ
　この温度域を１～６℃／ｓで徐加熱することで耐ＨＡＺ軟化特性が向上する。この温度域の加熱速度が速すぎると、オーステナイトの核生成サイトが増えすぎて、オーステナイトが過剰に微細化する。微細に分散したオーステナイトにおいてはその後の冷却過程で４５０℃付近で保持しても粗大な上部ベイナイトが十分に生成せず、保持による耐ＨＡＺ軟化特性の改善効果が発現しない。好ましくは５℃／ｓ以下である。
　焼鈍温度：７７０～８５０℃
　所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト、所定の体積率の残留γを確保するために、焼鈍温度は７７０～８５０℃とする。焼鈍温度が７７０℃より低いと上部ベイナイトの量ＳＵＢが低下し、耐ＨＡＺ軟化特性が低下する。焼鈍温度が８５０℃より高いとフェライトの生成量が低下し、延性が低下する。
　７７０～８５０℃の焼鈍温度での焼鈍における露点が－４５℃以上（好適条件）
　７７０～８５０℃の焼鈍温度での焼鈍における露点を－４５℃以上に制御することにより、表層における脱炭層の生成が促進され、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２～０．２５μｍの粒子（主に炭化物）の分布密度Ｎθが減少する。この結果、表層における過剰な焼戻し軟化が抑制され、耐ＨＡＺ軟化特性が向上する。このような効果を得るためには、７７０～８５０℃の焼鈍温度での焼鈍における露点は－４５℃以上とすることが好ましく、－４０℃以上がより好ましく、－３５℃以上がさらに好ましい。なお、１０℃超えの露点ではピックアップ等によるロール劣化が懸念されることから、露点は１０℃以下とすることが好ましい。
　７７０～７００℃の温度範囲の平均冷却速度：１～２０００℃／ｓ
　焼鈍後、７７０～７００℃の温度範囲を平均冷却速度：１～２０００℃／ｓで冷却する。平均冷却速度が１℃／ｓより遅いと、フェライトが多量に生成するとともに上部ベイナイトの量ＳＵＢが低下し、強度低下、耐ＨＡＺ軟化特性の低下、λの低下を招く。より好ましくは３℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が速くなりすぎると、板形状が悪化するので、２０００℃／ｓ以下とする。好ましくは１００℃／ｓ以下、より好ましくは３０℃／ｓ未満である。
　７００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度：８～２０００℃／ｓ
　７００～５００℃の温度範囲は８℃／ｓ以上で冷却する。平均冷却速度が８℃／ｓより遅いと、フェライトが多量に生成するとともに上部ベイナイトの量ＳＵＢが低下し、強度低下、耐ＨＡＺ軟化特性の低下、λの低下を招く。より好ましくは１０．０℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が速くなりすぎると、板形状が悪化するので、２０００℃／ｓ以下とする。好ましくは１００℃／ｓ以下、より好ましくは３０℃／ｓ未満である。
　亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理（好適条件）
　７００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度：８～２０００℃／ｓでの冷却と、後述する５００～４０５℃の温度範囲での１３～２００ｓｅｃの保持の間に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行うことができる。亜鉛めっき処理は、４４０℃以上５００℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。さらに亜鉛めっきを合金化する際は、４６０℃以上５８０℃以下の温度域に１秒以上１２０秒以下滞留させて合金化することが好ましい。なお、７００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度：８～２０００℃／ｓでの冷却の後に必要に応じて加熱し、５００℃以上の温度としてもよい。また、亜鉛めっきは、Ａｌ量が０．０８質量％以上０．２５質量％以下である亜鉛めっき浴を用いて形成することが好ましい。また、亜鉛めっき後の鋼板には樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
　５００～４０５℃の温度範囲での保持時間：１３～２００ｓｅｃ
　この温度域で所定時間保持することで、炭化物析出をほとんど生じない上部ベイナイトを生成させることが可能である。また、それに隣接してＣの濃化量の高い残留γＵＢを生成させることが出来る。この温度域での保持により（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）を２．０％以上確保し、耐ＨＡＺ軟化特性を改善することが可能である。このような観点から５００～４０５℃の温度範囲の保持時間は１３ｓｅｃ以上とする。好ましくは１５ｓｅｃ以上である。一方、保持時間が２００ｓｅｃを超えてもベイナイトの生成は停滞し、２００ｓｅｃを超えて保持すると、塊状の未変態γへの炭素濃化が進行し、塊状組織の残存量の増加を招く。その結果、耐ＨＡＺ軟化特性が劣化する。したがって、５００～４０５℃の温度範囲での保持時間は１３～２００ｓｅｃとする。伸びフランジ成形性を向上させる観点からは、５００～４０５℃の温度範囲での保持時間は１００ｓｅｃ以下とすることが好ましい。なお、この温度域での保持は、この温度範囲での平均冷却速度を７．３℃／ｓ以下に低減することに対応する。延性向上の観点からは、保持する温度域は、４１０℃以上が好ましく、４３０℃以上がさらに好ましい。また、４９０℃以下が好ましく、４８０℃以下がさらに好ましい。
　４０５℃から１７０～２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまでの平均冷却速度：１～５０℃／ｓ
　４０５℃から１７０～２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまでの温度範囲を適度に緩やかに冷却する。これにより、マルテンサイトや下部ベイナイトの生成と同時に炭素を隣接したγに濃化させて、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２～０．２５μｍの炭化物の生成を抑制するとともに、円相当粒子直径が１．３～２０μｍ、アスペクト比が３以下の塊状のフレッシュマルテンサイトの生成を抑制することが出来、マルテンサイトや下部ベイナイトが軟質化されて耐ＨＡＺ軟化特性の向上効果が得られる。また、延性も向上する。これらの観点からは、この温度範囲の平均冷却速度は１～５０℃／ｓとする。炭化物の生成を抑制する観点からは、この温度範囲の平均冷却速度は１５℃／ｓ未満とすることが望ましく、１０℃／ｓ未満とすることがさらに好ましい。
　４０５℃から１７０～２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまで冷却する工程における、３２０～２７０℃の範囲の平均冷却速度：０．３℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満（好適条件）
　炭素をマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトからγに分配させてアスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２～０．２５μｍの炭化物を抑制し、アスペクト比が３．６～１５、粒子幅が０．１４～０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅを０．０３～０．４個／μｍ２とするためには３２０～２７０℃の範囲を緩やかに冷却することが好ましい。このような観点からこの温度域の冷却速度は０．３℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満とすることが望ましく、０．３℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満とすることがさらに望ましい。
　冷却停止温度Ｔｓｑ：１７０～２７０℃
　円相当粒子直径が１．３～２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋを５％以下とするため、残留γ量を確保するためには、冷却停止温度Ｔｓｑは１７０～２７０℃の範囲とする必要がある。
　冷却停止温度Ｔｓｑから３５０℃までの温度範囲の平均加熱速度：２℃／ｓ以上
　さらに冷却停止温度Ｔｓｑから３５０℃までの温度範囲を短時間で加熱することで炭化物析出を抑えて高い延性を確保することが出来る。このため、冷却停止温度Ｔｓｑから３５０℃までの温度範囲の平均加熱速度は２℃／ｓ以上とする。このような観点からは、平均加熱速度は５℃／ｓ以上とすることが望ましく、１０℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。上記平均加熱速度の上限は特に限定されないが５０℃／ｓ以下が好ましく、より好ましくは３０℃／ｓ以下である。
　焼鈍後の冷却から平均加熱速度：２℃／ｓ以上での加熱に至る工程における、１７０～２５０℃の温度範囲の滞留時間：５０ｓ以下
２５０℃以下の温度域で保持すると、マルテンサイトおよび／もしくは下部ベイナイト内のＣのγへの拡散が遅延し、炭化物析出が進行する。その結果、これらの組織が硬質化し、耐ＨＡＺ軟化特性が劣化する。したがって、焼鈍後の冷却から後述する平均加熱速度：２℃／ｓ以上での加熱に至る工程における、１７０～２５０℃の温度範囲の滞留時間は５０ｓ以下とする必要がある。なお、このような観点から、滞留時間は３０ｓ以下とすることが好ましい。
　３５０～５００℃の保持時間：２０～３０００ｓｅｃ
　中間保持（５００～４０５℃の温度範囲で１３～２００ｓｅｃ保持）により生成した残留γＵＢやマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成した残留γにＣを分配させてこれらを安定化させ、延性と耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる観点、未変態γとして塊状に分布している領域をベイナイト変態により細分化し、λを向上させる観点から、３５０～５００℃の温度域で２０～３０００ｓｅｃ保持する。延性を一層向上させる観点からこの温度域の保持時間は２４０ｓｅｃ以上とすることが好ましく、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる観点からは３００ｓｅｃ以上とすることがさらに好ましい。
　その後、室温まで冷却を行い、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点や降伏強度（ＹＳ）を上昇させる観点から、鋼板にスキンパス圧延を施すことができる。スキンパス伸長率は０.１～０.５％とするのが好ましい。また、板形状はレベラーで平坦化することも可能である。
　なお、７００～５００℃の温度範囲を平均冷却速度：８～２０００℃／ｓで冷却する工程と、５００～４０５℃の温度範囲で１３～２００ｓｅｃ保持する工程との間に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行わない場合は、３５０℃～５００℃の温度範囲で２０～３０００ｓｅｃ保持する工程の後に亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を施しても良い（好適条件）。亜鉛めっき処理を施す場合は、４４０℃以上５００℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。さらに亜鉛めっきを合金化する際は４６０℃以上５８０℃以下の温度域に１秒以上１２０秒以下滞留させて合金化することが好ましい。残留γの分解を抑制する観点から、より好ましくは５５０℃以下である。亜鉛めっきは、Ａｌ量が０．０８質量％以上０．２５質量％以下である亜鉛めっき浴を用いて形成することが好ましい。また、亜鉛めっき後の鋼板には樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
　伸びフランジ成形性を改善する観点から上記の熱処理後、あるいはスキンパス圧延後に１００～３００℃で３０ｓｅｃ～１０日の低温熱処理を施すことも可能である。この処理により、最終冷却時あるいはスキンパス圧延時に生成したマルテンサイトの焼き戻しや焼鈍時に鋼板に侵入した水素の鋼板からの離脱が生じる。低温熱処理で水素は０.１ｐｐｍ未満に低減することが可能である。また、電気めっきを施すことも可能である。電気めっきを施した後は、鋼中の水素を低減する観点から上記の低温熱処理を施すことが好ましい。
　本発明例によると、張り出し成形と伸びフランジ成形が混在する複雑な形状の部品の成形性の指標として重要なＴＳ×Ｅｌ≧１７０００ＭＰａ・％を確保し、溶接部のＨＡＺ部からの破断を抑制することが出来る。
　表１に示す成分組成を有する板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を、表２に示す焼鈍条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。
　なお、一部の鋼板（冷延鋼板：ＣＲ）は、３５０℃～５００℃の温度範囲で保持する工程の後に溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。ここでは、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整した。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いた。さらに一部の溶融亜鉛めっき鋼板には、上記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。ここでは、４６０℃以上５８０℃以下の温度域で合金化処理を施した。また、一部の鋼板（冷延鋼板：ＣＲ）は、電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。
　鋼組織の測定は、上記の方法で行った。測定結果を表３に示した。
　得られた鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠）を実施した。ＴＳとＥｌを表３に示した。
　また、得られた鋼板より圧延直角方向に１５０ｍｍ、圧延方向に１２５ｍｍ（端面は研削処理）の鋼板を２枚採取して、圧延方向が揃うよう２枚を突き合わせて並べ、突合せ位置でレーザ溶接を行った。条件Ａは、突合せ面同士の隙間：０ｍｍ、条件Ｂは、突合せ面同士の隙間：０．１５ｍｍとした。条件Ｂでは溶融部の断面積が小さくなるので、より厳しい評価となる。レーザ溶接は、Ｎｄ－ＹＡＧレーザーを用い、焦点位置でのスポット径：０．６ｍｍ、焦点位置：鋼板上部４ｍｍ、シールドガスＡｒ、レーザ出力：４．２ｋＷ、溶接速度：３．７ｍ／ｍｉｎとした。溶接部材から溶接線が引張軸と垂直で試験片の長手中央に位置するようＪＩＳ５号引張試験片を採取して（ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠）を実施した。破断位置が溶接線から２．０ｍｍ以上離れている場合（一部でも２．０ｍｍ超となっている場合）は母材破断、２．０ｍｍ未満であり溶接線に沿って亀裂が進展して破断しているもの（ＨＡＺ部分や溶融部分で亀裂が進展）を溶接部破断と判定した。レーザ溶接条件Ａでの破断形態が母材破断であるもの（○）を、耐ＨＡＺ軟化特性に優れると判断した。
　本発明例は、ＴＳ×Ｅｌ≧１７０００ＭＰａ・％を満たし、レーザ溶接部も母材破断させることが可能である。
　なお、発明例に関し、Ｎｏ．１、１１、１２、１８、２６、２９、３２、３３、３７は、（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が３．０以上、Ｎθが５個／μｍ２以下、ＮＦｉｎｅが０．０３個／μｍ２以上、ＳγＢｌｏｃｋが５％以下であり、突合せ溶接で隙間がある条件Ｂにおいても母材破断となり、延性もＴＳ×Ｅｌ≧１９０００ＭＰａ・％を満たし、特に優れる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１に示す成分組成を有する板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を、表４に示す焼鈍条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。
　なお、７００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度：８～２０００℃／ｓで冷却する工程と、５００～４０５℃の温度範囲で１３～２００ｓｅｃ保持する工程との間に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行った。ここでは、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整した。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いた。さらに一部の溶融亜鉛めっき鋼板には、上記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。ここでは、４６０℃以上５８０℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施した。
　得られた鋼の鋼組織の測定、引張試験、および耐ＨＡＺ軟化特性を実施例１と同様の方法で評価し、測定結果を表５に示した。
　本発明例は、ＴＳ×Ｅｌ≧１７０００ＭＰａ・％を満たし、レーザ溶接部も母材破断させることが可能である。
　なお、発明例に関し、Ｎｏ．３は、（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が３．０以上、Ｎθが５個／μｍ２以下、ＮＦｉｎｅが０．０３個／μｍ２以上、ＳγＢｌｏｃｋが５％以下であり、突合せ溶接で隙間がある条件Ｂにおいても母材破断となり、延性もＴＳ×Ｅｌ≧１９０００ＭＰａ・％を満たし、特に優れる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明は、高い延性と優れた耐ＨＡＺ軟化特性を有し、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用に好ましく適用できる。

Claims (12)

  1. 　成分組成として、質量％で、
    Ｃ：０．０６～０．２５％、
    Ｓｉ：０．１～２．５％、
    Ｍｎ：２．０～３．２％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満（０％を含む）、
    Ｎ：０．０１５％未満を含有し、
    Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌの含有量の合計：Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌが０．７～２．５％であり、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    鋼組織は、面積率でフェライトを６～９０％含み、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織を合計で１０～９４％、体積率で残留γを３～２０％含み、
    粒子幅が０．１７～０．８０μｍ、アスペクト比が４～２５である残留γＵＢに接して存在する幅０．８～７μｍ、長さ２～１５μｍ、アスペクト比が２．２以上の上部ベイナイトの面積率ＳＵＢの、前記上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の面積率Ｓ２ｎｄに対する比率：（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が２．０～１５％であり、
    前記上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２～０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθが７個／μｍ２以下（０個／μｍ２を含む）であり、
    円相当粒子直径が１．３～２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋが５％以下（０％を含む）である鋼板。
  2. 　前記上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．６～１５、粒子幅が０．１４～０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅが０．０３～０．４個／μｍ２である請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００２～０．１％、
    Ｂ：０．０００２～０．０１％のうちから選んだ１種または２種を含有する請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．００５～１％、
    Ｎｉ：０．０１～１％、
    Ｃｒ：０．０１～１．０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．５％、
    Ｖ：０．００３～０．５％、
    Ｎｂ：０．００２～０．１％、
    Ｚｒ：０．００５～０．２％およびＷ：０．００５～０．２％のうちから選んだ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鋼板。
  5. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００２～０．００４０％、
    Ｃｅ：０．０００２～０．００４０％、
    Ｌａ：０．０００２～０．００４０％、
    Ｍｇ：０．０００２～０．００３０％、
    Ｓｂ：０．００２～０．１％およびＳｎ：０．００２～０．１％のうちから選んだ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鋼板。
  6. 　引張強度が５９０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ以下である請求項１～５のいずれかに記載の鋼板。
  7. 　鋼板表面に亜鉛めっき層を有する請求項１～６のいずれかに記載の鋼板。
  8. 　請求項１～５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ラインにおいて６６０～７４０℃の温度範囲を１～６℃／ｓで加熱し、７４０～７７０℃の温度範囲を１～６℃／ｓで加熱し、さらに７７０～８５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７７０～７００℃の温度範囲を平均冷却速度：１～２０００℃／ｓで冷却し、さらに７００～５００℃の温度範囲を平均冷却速度：８～２０００℃／ｓで冷却したのち、５００～４０５℃の温度範囲で１３～２００ｓｅｃ保持し、さらに４０５℃から１７０～２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまで平均冷却速度：１～５０℃／ｓで冷却した後、前記冷却停止温度Ｔｓｑから３５０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱し、３５０～５００℃で２０～３０００ｓｅｃ保持した後、室温まで冷却し、さらに前記焼鈍後の冷却から前記平均加熱速度：２℃／ｓ以上での加熱に至る工程において、１７０～２５０℃の温度範囲での滞留時間が５０ｓ以下とする鋼板の製造方法。
  9. 　４０５℃から１７０～２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまで冷却する工程において、３２０～２７０℃の範囲の冷却速度を０．３℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満とする請求項８に記載の鋼板の製造方法。
  10. 　７７０～８５０℃の焼鈍温度で焼鈍する工程における露点が－４５℃以上である請求項８または９に記載の鋼板の製造方法。
  11. 　７００～５００℃の温度範囲を平均冷却速度：８～２０００℃／ｓで冷却する工程と、５００～４０５℃の温度範囲で１３～２００ｓｅｃ保持する工程との間に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行う請求項８～１０のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
  12. 　３５０～５００℃で２０～３０００ｓｅｃ保持する工程の後に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行う請求項８～１０のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
PCT/JP2020/013800 2019-03-29 2020-03-26 鋼板およびその製造方法 WO2020203687A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP20784431.7A EP3922746A4 (en) 2019-03-29 2020-03-26 STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF
US17/442,744 US20220235442A1 (en) 2019-03-29 2020-03-26 Steel sheet and method for producing the same
MX2021011557A MX2021011557A (es) 2019-03-29 2020-03-26 Lamina de acero y metodo para producir la misma.
CN202080024663.0A CN113677818B (zh) 2019-03-29 2020-03-26 钢板及其制造方法
JP2020537250A JP6828855B1 (ja) 2019-03-29 2020-03-26 鋼板およびその製造方法
KR1020217030797A KR102597736B1 (ko) 2019-03-29 2020-03-26 강판 및 그 제조 방법

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019-065204 2019-03-29
JP2019065204 2019-03-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020203687A1 true WO2020203687A1 (ja) 2020-10-08

Family

ID=72667642

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/013800 WO2020203687A1 (ja) 2019-03-29 2020-03-26 鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220235442A1 (ja)
EP (1) EP3922746A4 (ja)
JP (1) JP6828855B1 (ja)
KR (1) KR102597736B1 (ja)
CN (1) CN113677818B (ja)
MX (1) MX2021011557A (ja)
WO (1) WO2020203687A1 (ja)

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0635619B2 (ja) 1986-02-05 1994-05-11 新日本製鐵株式会社 延性の良い高強度鋼板の製造方法
JP3854506B2 (ja) 2001-12-27 2006-12-06 新日本製鐵株式会社 溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3881559B2 (ja) 2002-02-08 2007-02-14 新日本製鐵株式会社 溶接後の成形性に優れ、溶接熱影響部の軟化しにくい引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板、高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
JP4411221B2 (ja) 2004-01-28 2010-02-10 株式会社神戸製鋼所 伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板並びにその製造方法
JP4716359B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016136810A1 (ja) * 2015-02-24 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
WO2018151023A1 (ja) * 2017-02-15 2018-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018190416A1 (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

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0635619A (ja) 1992-07-15 1994-02-10 Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> 情報多重読取り装置
KR101090663B1 (ko) * 2008-03-27 2011-12-07 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
JP4883216B2 (ja) * 2010-01-22 2012-02-22 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6762868B2 (ja) * 2016-03-31 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 高強度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
JPH0635619B2 (ja) 1986-02-05 1994-05-11 新日本製鐵株式会社 延性の良い高強度鋼板の製造方法
JP3854506B2 (ja) 2001-12-27 2006-12-06 新日本製鐵株式会社 溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3881559B2 (ja) 2002-02-08 2007-02-14 新日本製鐵株式会社 溶接後の成形性に優れ、溶接熱影響部の軟化しにくい引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板、高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
JP4411221B2 (ja) 2004-01-28 2010-02-10 株式会社神戸製鋼所 伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板並びにその製造方法
JP4716359B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016136810A1 (ja) * 2015-02-24 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
WO2018151023A1 (ja) * 2017-02-15 2018-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018190416A1 (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

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2020203687A1 (ja) 2021-04-30
EP3922746A1 (en) 2021-12-15
CN113677818B (zh) 2022-09-13
CN113677818A (zh) 2021-11-19
KR102597736B1 (ko) 2023-11-03
JP6828855B1 (ja) 2021-02-10
EP3922746A4 (en) 2022-03-30
US20220235442A1 (en) 2022-07-28
MX2021011557A (es) 2021-10-26
KR20210132695A (ko) 2021-11-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6052471B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
TWI422688B (zh) 延展性優異之高強度鋼板及其製造方法
JP5352793B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US8840834B2 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
JP4772927B2 (ja) 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP5141811B2 (ja) 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US20110030854A1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
WO2008133062A1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2005120467A (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2011026699A (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR102514898B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP6777262B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JPWO2020129402A1 (ja) 鋼板、部材およびこれらの製造方法
WO2017168991A1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
KR102514897B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
KR101736635B1 (ko) 표면처리 특성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2020203687A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2021172297A1 (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
JP2005206919A (ja) 延性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板及びその製造方法
WO2022249919A1 (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2021172299A1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
KR20220057279A (ko) 액체금속취성을 방지하는 철-니켈 합금층을 포함한 핫스탬핑 용융아연도금 강재, 핫스탬핑 부품 및 그 제조방법
JP2021134389A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法
JP2009235531A (ja) 深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020537250

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: 20784431

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20217030797

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

Ref document number: 2020784431

Country of ref document: EP

Effective date: 20210906

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE