WO2021006296A1 - 高強度鋼板 - Google Patents

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ferrite
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玄紀 虻川
洋志 首藤
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日本製鉄株式会社
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    • 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
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having excellent tensile strength, elongation, stretch flangeability and bendability, and excellent material stability.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-128612 filed in Japan on July 10, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Steel sheets used for automobile parts are required to have various workability required at the time of part molding, such as press workability and weldability, as well as strength. Specifically, from the viewpoint of press workability, the steel sheet is often required to have excellent elongation (total elongation in a tensile test; EL) and elongation flangeability (hole expansion ratio; ⁇ ).
  • the temperature history may vary in the width direction and the longitudinal direction, such as unevenness of how the cooling water is applied in the width direction and unevenness of the cooling rate depending on the position in the coil after winding. is there. Therefore, in the production of high-strength steel sheets, a technique for stabilizing the material is required, such as using a manufacturing method that reduces these temperature histories as much as possible, or designing a material that minimizes the influence of the temperature history.
  • Non-Patent Document 1 discloses that the elongation and hole expandability of a steel sheet are improved by using the double annealing method in which the steel sheet is annealed twice.
  • the present inventors conducted a search to obtain a steel sheet having both elongation and hole expandability. Since the method described in Non-Patent Document 1 performs annealing twice, there is a problem that fuel cost and the like increase as compared with the manufacturing method in which single annealing is performed. Therefore, the present inventors annealed the hot-rolled steel sheet in order to create a similar plate-like structure (that is, a structure having a large aspect ratio of austenite) without performing the annealing twice. I tried a manufacturing method to make it. Specifically, the present inventors have investigated a manufacturing method in which a hot-rolled steel sheet is wound at a low temperature of 450 ° C. or lower and then annealed.
  • the structure of the hot-rolled steel sheet can be made mainly of a low-temperature transformation structure.
  • the present inventors have considered that by annealing a hot-rolled steel sheet having a structure mainly composed of a low-temperature transformation structure, a plate-like structure can be obtained by one annealing.
  • material instability occurred in the steel sheet obtained by this method. Specifically, the variation in the amount of ferrite measured along the plate width direction increased, and as a result, the variation in mechanical properties increased.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent tensile strength, elongation, stretch flangeability and bendability, and excellent material stability.
  • the material stability means that there is little variation in tensile strength and total elongation for each part in the steel sheet.
  • the high-strength steel plate according to one aspect of the present invention has C: 0.030 to 0.280%, Si: 0.50 to 2.50%, Mn: 1.00 in mass% as a chemical component. ⁇ 4.00%, sol. Al: 0.001 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.01000% or less, O: 0.0100% or less, B: 0 to 0.010 %, Ti: 0 to 0.20%, Nb: 0 to 0.20%, V: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 1.000%, Mo: 0 to 1.000%, Cu: 0 ⁇ 1.000%, Co: 0 to 1.000%, W: 0 to 1.000%, Ni: 0 to 1.000%, Ca: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to 0.0100% , REM: 0 to 0.0100%, Zr: 0 to 0.0100%, and the balance: Fe and impurities, and the balance
  • the high-strength steel sheet according to (1) may have a standard deviation of surface roughness Ra of 0.5 ⁇ m or less at 10 positions at intervals of 50 mm in the plate width direction.
  • the high-strength steel sheet according to (1) or (2) has B: 0.001% to 0.010%, Ti: 0.01 to 0.20%, in mass%, as the chemical component.
  • Nb 0.01 to 0.20%
  • V 0.005% to 1.000%
  • Cr 0.005% to 1.000%
  • Mo 0.005% to 1.000%
  • Cu 0 .005% to 1.000%
  • Co 0.005% to 1.000%
  • W 0.005% to 1.000%
  • Ni 0.005% to 1.000%
  • Ca 0.0003 It is composed of a group consisting of% to 0.0100%, Mg: 0.0003% to 0.0100%, REM: 0.0003% to 0.0100%, and Zr: 0.0003% to 0.0100%. At least one may be contained.
  • the present inventors have made extensive studies on the cause of impaired material stability in a steel sheet that has been annealed once. Then, the present inventors have found that the variation in the surface texture of the hot-rolled steel sheet before annealing affects the material stability of the steel sheet after annealing.
  • the variation in the surface texture (surface roughness) of the hot-rolled steel sheet tends to be larger than that of the cold-rolled steel sheet. If there is unevenness in the surface roughness, the unevenness in the surface roughness causes unevenness in the emissivity in the process of raising the temperature for annealing, and the resulting temperature variation is brought to the steel sheet. As a result, the variation in the amount of ferrite increases in the annealed steel sheet.
  • the present inventors have also found an effective hot rolling method for suppressing variations in the surface texture of a steel sheet (hot-rolled steel sheet) before annealing.
  • the present inventors have discovered that the phenomenon in which the surface scale is pressed against the steel sheet by the hot-rolled roll during hot rolling greatly characterizes the surface texture of the steel sheet after hot rolling.
  • it is important to control the scale growth during hot rolling and this is achieved by spraying a water film on the surface of the steel sheet under specific conditions during rolling. I found that I could do it.
  • the rolling direction RD means the direction in which the steel sheet is moved by the rolling roll during rolling.
  • the plate thickness direction TD is a direction perpendicular to the rolled surface 11 of the steel sheet.
  • the plate width direction WD is a direction perpendicular to the rolling direction RD and the plate thickness direction TD.
  • the rolling direction RD can be easily specified based on the stretching direction of the crystal grains of the steel sheet. Therefore, the rolling direction RD can be specified even in the steel sheet cut out from the material steel sheet after rolling.
  • the amount of ferrite in the metal structure and the like are specified.
  • the metallographic structure is evaluated in a cross section 12 parallel to the rolling direction RD and perpendicular to the rolling surface 11 (see FIG. 1).
  • the cross section 12 parallel to the rolling direction RD and perpendicular to the rolling surface 11 may be simply referred to as a cross section parallel to the rolling direction RD.
  • the detailed evaluation method of the metallographic structure will be described later.
  • the ratio of the number of retained austenites having an aspect ratio of 2.0 or more to the total number of retained austenites is defined.
  • Residual austenite is evaluated in a cross section parallel to the rolling direction RD and the plate thickness direction TD (see FIG. 2). The detailed evaluation method of retained austenite will be described later.
  • the standard deviation of the area ratio of ferrite is specified.
  • the area ratio of ferrite is measured at the plate thickness 1/4 position 121 of the cross section 12 parallel to the rolling direction RD and perpendicular to the rolling surface 11 (see FIG. 3).
  • Ten cross sections 12 parallel to the rolling direction RD and perpendicular to the rolling surface 11 were created at intervals of 50 mm along the plate width direction WD, and the standard deviation of the area ratios of 10 ferrites measured on these surfaces is the present. It is considered to be the standard deviation of the area ratio of ferrite according to the embodiment.
  • the plate thickness 1/4 position is a position at a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate 1 from the rolled surface 11 of the steel plate 1.
  • FIGS. 1 and 2 only the position at a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate 1 from the rolled surface 11 on the upper side of the steel plate 1 is shown as the plate thickness 1/4 position.
  • a position having a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate 1 from the rolled surface 11 on the lower side of the steel plate 1 can also be treated as a 1/4 position of the plate thickness.
  • FIG. 3 only a part of the 10 measurement surfaces is shown. Further, FIG.
  • FIG. 3 merely conceptually shows the measurement points of the area ratio of ferrite, and it is not necessary to form the measurement surface of the number density as shown in FIG. 3 as long as a predetermined requirement is satisfied. A detailed evaluation method of the standard deviation of the area ratio of ferrite will be described later.
  • the high-strength steel sheet according to this embodiment has a chemical composition of% by mass.
  • C 0.030 to 0.280%, Si: 0.50 to 2.50%, Mn: 1.00 to 4.00%, sol. Al: 0.001 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.01000% or less, O: 0.0100% or less, B: 0 to 0.010%, Ti: 0 to 0.20%, Nb: 0 to 0.20%, V: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 1.000%, Mo: 0 to 1.000%, Cu: 0 to 1.000%, Co: 0 to 1.000%, W: 0 to 1.000%, Ni: 0 to 1.000%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, REM: 0-0.0100%, Zr: 0 to 0.0100% or less, and the balance: Fe and impurities included
  • the metal structure is the balance: 0 to
  • the standard deviation of the area ratio of ferrite measured at 10 points every 50 mm along the plate width direction at the plate thickness 1/4 position of the cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface is less than 10%.
  • the tensile strength is 780 MPa or more.
  • the composition of the high-strength steel sheet according to this embodiment will be described in detail below.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment contains a basic element as a chemical component, contains a selective element if necessary, and the balance is composed of Fe and impurities.
  • C (C: 0.030% or more and 0.280% or less) C is an important element for ensuring the strength of the steel sheet. If the C content is less than 0.030%, the tensile strength of 780 MPa or more cannot be secured. Therefore, the C content is 0.030% or more, preferably 0.050% or more, 0.100% or more, 0.120% or more, or 0.140% or more.
  • the C content is preferably 0.260% or less or 0.250% or less, more preferably 0.200% or less, 0.180% or less, or 0.160% or less.
  • Si 0.50% or more and 2.50% or less
  • Si is an important element for suppressing the precipitation of iron-based carbides and stabilizing the residual ⁇ . If the Si content is less than 0.50%, it is difficult to obtain residual ⁇ of 5% or more and the elongation deteriorates. Therefore, the Si content is set to 0.50% or more.
  • the Si content is preferably 0.80% or more, 1.00% or more, or 1.20% or more.
  • the Si content if the Si content exceeds 2.50%, the surface texture deteriorates, so the Si content should be 2.50% or less.
  • the Si content is preferably 2.00% or less, more preferably 1.80% or less, 1.50% or less, or 1.30% or less.
  • Mn 1.00% or more and 4.00% or less
  • Mn is an element effective in increasing the mechanical strength of the steel sheet. If the Mn content is less than 1.00%, it is not possible to secure a tensile strength of 780 MPa or more. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 1.50% or more, more preferably 1.80% or more, 2.00% or more, or 2.20% or more.
  • the Mn content is set to 4.00% or less, preferably 3.00% or less, more preferably 2.80% or less, 2.60% or less, or 2.50% or less.
  • Al is an element having an action of deoxidizing steel to make a steel sheet sound. sol. If the Al content is less than 0.001%, it cannot be sufficiently deoxidized. The Al content is 0.001% or more. However, when sufficient deoxidation is required, it is more desirable to add 0.010% or more. More preferably, sol. The Al content is 0.020% or more, 0.030% or more, or 0.050% or more.
  • sol. When the Al content exceeds 2.000%, the weldability is remarkably lowered, and the oxide-based inclusions are increased, so that the surface texture is remarkably deteriorated. Therefore, sol.
  • the Al content is 2.000% or less, preferably 1.500% or less, more preferably 1.000% or less, or 0.700% or less, and most preferably 0.090% or less, 0. It shall be 080% or less, or 0.070% or less.
  • sol. Al means an acid-soluble Al that is not an oxide such as Al 2 O 3 and is soluble in an acid.
  • the high-strength steel sheet according to this embodiment contains impurities as a chemical component.
  • impurity refers to, for example, those mixed from ore or scrap as a raw material, or from the manufacturing environment, etc., when steel is industrially manufactured. Impurities mean, for example, elements such as P, S, and N. These impurities are preferably limited as follows in order to fully exert the effects of the present embodiment. Further, since the content of impurities is preferably small, it is not necessary to limit the lower limit value, and the lower limit value of impurities may be 0%.
  • P 0.100% or less
  • P is generally an impurity contained in steel, but since it has an effect of increasing tensile strength, P may be positively contained. However, when the P content exceeds 0.100%, the deterioration of weldability becomes remarkable. Therefore, the P content is limited to 0.100% or less.
  • the P content is preferably limited to 0.080% or less, 0.070% or less, or 0.050% or less. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the P content may be 0.001% or more, 0.002% or more, or 0.005% or more.
  • S is an impurity contained in steel, and the smaller the amount, the more preferable it is from the viewpoint of weldability.
  • the S content exceeds 0.0200%, the weldability is significantly lowered, the MnS precipitation amount is increased, and the low temperature toughness is lowered. Therefore, the S content is limited to 0.0200% or less.
  • the S content is preferably limited to 0.0100% or less, more preferably 0.0080% or less, 0.0070% or less, or 0.0050% or less. From the viewpoint of desulfurization cost, the S content may be 0.0010% or more, 0.0015% or more, or 0.0020% or more.
  • N is an impurity contained in steel, and the smaller the amount, the more preferable it is from the viewpoint of weldability.
  • the N content may be limited to 0.01000% or less, preferably 0.00900% or less, 0.00700% or less, or 0.00500% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but for example, the N content may be 0.00005% or more, 0.00010% or more, or 0.00020% or more.
  • O is an impurity contained in steel, and the smaller the amount, the more preferable it is from the viewpoint of weldability.
  • the O content exceeds 0.0100%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the O content is limited to 0.0100% or less, preferably 0.0090% or less, 0.0070% or less, or 0.0050% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited, but for example, the O content may be 0.0005% or more, 0.0008% or more, or 0.0010% or more.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment may contain a selective element in addition to the basic elements and impurities described above.
  • a selective element for example, B, Ti, Nb, V, Cr, Mo, Cu, Co, W, Ni, Ca, Mg, REM, and Zr are contained as selective elements in place of a part of Fe, which is the balance described above. May be good.
  • These selective elements may be contained according to the purpose. Therefore, it is not necessary to limit the lower limit of these selective elements, and the lower limit may be 0%. Further, even if these selective elements are contained as impurities, the above effects are not impaired.
  • the content of B is 0.010% or less
  • the content of Ti and Nb is 0.20% or less, respectively
  • the contents of V, Cr, Mo, Cu, Co, W and Ni are 1.0%, respectively.
  • the content of B may be 0.008% or less, 0.007% or less, or 0.005% or less.
  • the upper limit of the contents of Ti and Nb may be 0.18%, 0.15%, or 0.10%, respectively.
  • the upper limit of the content of each of V, Cr, Mo, Cu, Co, W, and Ni may be 0.500% or less, 0.300% or less, or 0.100% or less.
  • B 0.001% or more, 0.002% or more, or 0.004% or more, Ti: 0.01% or more, 0.02% or more, or 0.05% or more, Nb: 0.01% or more, 0.02% or more, or 0.05% or more, V: 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more, Cr: 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more, Mo: 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more, Cu: 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more, Co: 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more, W: 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more, and Ni: 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more, at least one of them is contained. It is preferable to do.
  • Ca, Mg, REM, and Zr are all elements that contribute to inclusion control, particularly fine dispersion of inclusions, and have an effect of enhancing toughness. Therefore, one or more of these elements may be contained. However, if each of the elements is contained in an amount of more than 0.0100%, deterioration of the surface texture may become apparent. Therefore, the contents of Ca, Mg, REM, and Zr are preferably 0.01% or less, or 0.0100% or less, respectively.
  • the upper limit of the content of each of Ca, Mg, REM, and Zr may be 0.0080%, 0.0050%, or 0.0030%.
  • the content of at least one of these elements is preferably 0.0003% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and is at least one of them.
  • the content of REM means the total content of at least one of these elements.
  • lanthanoids they are industrially added in the form of misch metal.
  • Ca 0.0003% or more and 0.0100% or less
  • Mg 0.0003% or more and 0.0100% or less
  • REM 0. It is preferable to contain at least one of 0003% or more and 0.0100% or less and Zr: 0.0003% or more and 0.0100% or less.
  • the above steel composition may be measured by a general analysis method for steel.
  • the steel component may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum).
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method
  • O may be measured by using the inert gas melting-non-dispersion infrared absorption method.
  • the metal structure is ferrite: 20% to 70%, retained austenite: 5% to 40%, fresh martensite: 0% to 30%, tempered martensite in terms of area ratio.
  • Ferrite is a relatively soft structure that contributes to molding. Having ferrite improves elongation, hole expandability, and bendability. In order to obtain this effect, it is necessary to have 20% or more of ferrite. Therefore, the area ratio of ferrite in the metal structure is set to 20% or more. The area ratio of ferrite may be 25% or more, 30% or more, or 35% or more. If the ferrite content exceeds 70%, it becomes difficult to increase the tensile strength to 780 MPa or more. Therefore, the area ratio of ferrite in the metal structure is set to 70% or less. The area ratio of ferrite may be 65% or less, 60% or less, or 50% or less.
  • Retained austenite is a tissue that contributes to elongation. To obtain this effect, 5% or more of retained austenite is required. Therefore, the area ratio of retained austenite in the metal structure is preferably 5% or more, preferably 8% or more, 10% or more, or 15% or more. In the production method according to the present embodiment, it is practically impossible to leave 40% or more of retained austenite. Therefore, the upper limit of the area ratio of retained austenite in the metal structure is 40%. The area ratio of retained austenite may be 35% or less, 30% or less, or 25% or less.
  • Fresh martensite is a structure that inhibits moldability at the cost of contributing to strength. Therefore, fresh martensite does not have to be included, and its lower limit is set to 0%. On the other hand, in order to obtain the effect of improving the strength of fresh martensite, it is preferable to have fresh martensite at 2% or more, 5% or more, or 8% or more. On the other hand, if the amount of fresh martensite exceeds 30%, the elongation and the hole-spreading property are deteriorated. Therefore, the area ratio of fresh martensite in the metal structure is set to 30% or less. The area ratio of fresh martensite is preferably 20% or less, more preferably 15% or less, or 10% or less.
  • Tempered martensite and bainite are structures that contribute to strength. In order to obtain a tensile strength of 780 MPa or more, a total of 20% or more of tempered martensite and bainite is required. Therefore, in the metal structure of the high-strength steel sheet according to the present embodiment, the total area ratio of tempered martensite and bainite is 20% or more, preferably 30% or more, 40% or more, or 50% or more. On the other hand, it is not necessary to set an upper limit on the total amount of tempered martensite and bainite.
  • the metallographic structure of the steel sheet according to the present embodiment contains 20% or more of ferrite and 5% or more of retained austenite, all of which may be tempered martensite and bainite.
  • the total area ratio of tempered martensite and bainite can be up to 75%.
  • the total area ratio of tempered martensite and bainite may be 70% or less, 60% or less, or 55% or less.
  • Total of pearlite and cementite 0% to 10%
  • Pearlite and cementite are tissues that inhibit moldability. When the total area ratio of pearlite and cementite exceeds 10%, the moldability is significantly deteriorated, which is not preferable. Therefore, the total area ratio of pearlite and cementite is set to 10% or less in total.
  • the total area ratio of pearlite and cementite may be 8% or less, 5% or less, or 3% or less. Since pearlite and cementite are not required to solve the problems of the present invention, the lower limit of the total area ratio is 0%. However, the total area ratio of pearlite and cementite may be 0.5% or more, 1% or more, or 2% or more.
  • Metal structure measurement method Identification of bainite, tempered martensite, ferrite, pearlite, retained austenite and martensite constituting the metal structure of the high-strength steel plate according to the present embodiment as described above, confirmation of existence position and area fraction Is measured by the following method.
  • a nital reagent and a cross section disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-219473 are used to corrode a cross section parallel to the rolling direction (that is, a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface).
  • a solution prepared by dissolving 1 to 5 g of picric acid in 100 ml of ethanol was used as solution A, and 1 to 25 g of sodium thiosulfate and 1 to 5 g of citric acid were dissolved in 100 ml of water.
  • the solution is solution B, and solution A and solution B are mixed at a ratio of 1: 1 to form a mixed solution, and nitric acid at a ratio of 1.5 to 4% is further added and mixed with respect to the total amount of this mixed solution.
  • the solution is used as a pretreatment solution.
  • a liquid obtained by adding and mixing the above-mentioned pretreatment liquid in a ratio of 10% with respect to the total amount of the 2% nital liquid to the 2% nital liquid is used as a post-treatment liquid.
  • a cross section parallel to the rolling direction that is, a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface
  • a magnification of 1000 to 1000 is used using a scanning electron microscope.
  • the metallographic structure is identified, the existence position is confirmed, and the area fraction is measured. Even if the measurement target is a steel plate that has not undergone any special machining after manufacturing (in other words, a steel plate that has not been cut out from the coil) or a steel plate that has been cut out from the coil, the center position in the plate width direction.
  • the total area fraction of "bainite and tempered martensite” is obtained by measuring the area fraction of "upper bainite” and "lower bainite or tempered martensite".
  • Upper bainite is an aggregate of laths, a structure containing carbides between laths.
  • the lower bainite is a structure containing iron-based carbides having a major axis of 5 nm or more and extending in the same direction inside.
  • Tempering martensite is a collection of lath-shaped crystal grains, and is a structure containing iron-based carbides having a major axis of 5 nm or more and extending in different directions.
  • Ferrite is a region where the brightness is low and the substructure is not recognized.
  • the region where the brightness is high and the substructure is not exposed by etching is judged as fresh martensite or retained austenite. Therefore, the area fraction of fresh martensite can be obtained as the difference between the area fraction of the uncorroded region observed by FE-SEM and the area fraction of retained austenite measured by X-ray described later. it can.
  • Pearlite means a region where plate-shaped cementite and plate-shaped ferrite are arranged alternately.
  • pearlite and the above-mentioned structure ferrite, bainitic ferrite, bainite, tempered martensite
  • Methods for measuring the area fraction of retained austenite include X-ray diffraction, EBSP (electron backscatter diffraction image, Electron Backscattering Diffraction Pattern) analysis, and magnetic measurement methods, and the measured values may differ depending on the measurement method. ..
  • the surface integral of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • the cross section parallel to the rolling direction that is, parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface
  • the integrated intensities of a total of 6 peaks of ⁇ (110), ⁇ (200), ⁇ (211), ⁇ (111), ⁇ (200), and ⁇ (220) were obtained using Co-K ⁇ rays. Then, the area fraction of retained austenite is obtained by calculation using the intensity averaging method.
  • Creating a plate-like structure of retained austenite contributes to the improvement of elongation, hole-spreading property, and bendability, and is one of the important structure-building points in the present invention.
  • Making the retained austenite plate-shaped has the effect of suppressing strain distribution to the austenite during molding and appropriately stabilizing the retained austenite against plastic deformation, thereby improving elongation and hole expandability.
  • the form of retained austenite having this effect has an aspect ratio of 2.0 or more.
  • the number ratio of retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or more in the range of 1/8 to 3/8 thickness needs to be 50% or more with respect to the total retained austenite. Therefore, the number ratio is 50% or more, preferably 70% or more. If the number ratio is less than 50%, it is difficult to achieve both excellent elongation, hole expandability, and bendability, which is not preferable.
  • the aspect ratio and major axis of the retained austenite grains contained in the steel structure inside the steel sheet are evaluated by observing the crystal grains using FE-SEM and performing high-resolution crystal orientation analysis by the EBSD method (electron backscatter diffraction method).
  • EBSD method electron backscatter diffraction method
  • Crystal structure analysis is performed by the EBSD method for an area of ⁇ 10-9 m 2 or more (either a plurality of fields of view or the same field of view is acceptable).
  • a crystal orientation map is drawn.
  • the boundary that causes a crystal orientation difference of 10 ° or more is regarded as the grain boundary of the retained austenite grains.
  • the aspect ratio is a value obtained by dividing the major axis length of the retained austenite grains by the minor axis length.
  • the major axis is the major axis length of the retained austenite grains.
  • the standard deviation of the area ratio of ferrite is 10%. Less than
  • ferrite is important for ensuring elongation and hole expandability.
  • the strength, elongation, and hole-spreading property change depending on the tissue fraction. Therefore, it is important for the material stability to be obtained that the structure fraction of ferrite is uniformly distributed in the thermal spread width direction. As shown in FIG.
  • the area ratio of ferrite at the plate thickness 1/4 position 121 of the cross section parallel to the rolling direction (that is, the cross section 12 parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface) is set in the plate width direction (that is, rolling).
  • the standard deviation of the area ratio of ferrite is 10% or more, it causes variations in mechanical properties and material stability can be obtained. Absent. Therefore, the standard deviation of the area ratio of ferrite described above is set to less than 10%, preferably 8% or less, less than 5%, or 4% or less.
  • the measurement points of the standard deviation of the area ratio of ferrite may be arranged on a straight line along the plate width direction.
  • the measurement points of the standard deviation of the area ratio of ferrite are arranged on two or more straight lines along the plate width direction. It is good to do.
  • the measurement points can be arranged as described above.
  • Standard deviation of surface roughness Ra (Standard deviation of surface roughness Ra measured at 10 points every 50 mm along the plate width direction is preferably 0.5 ⁇ m or less)
  • the steel sheet according to this embodiment is not particularly limited as long as the chemical composition, the metallographic structure, and the tensile strength described later are within a predetermined range.
  • the standard deviation of the surface roughness Ra is 0.5 ⁇ m or less. May be.
  • the standard deviation is 0.5 ⁇ m or less.
  • the surface roughness of the steel sheet can be freely changed by additional machining.
  • the high-strength steel sheet may be subjected to processing such as hairline processing to change the surface roughness. From this point of view, it is not essential that the standard deviation of the surface roughness Ra is within the above range.
  • a contact type roughness meter (Mitutoyo surf test SJ-500) was used to acquire a roughness curve over a length of 5 mm in the plate width direction at each measurement position, and JIS B0601: 2001.
  • the arithmetic mean roughness Ra is obtained by the method described in 1.
  • the standard deviation of the surface roughness Ra is obtained by using the value of the arithmetic mean roughness Ra at each measurement position thus obtained.
  • surface roughness Ra of the steel sheet means the surface roughness measured after removing the surface treatment film from the steel sheet.
  • the surface roughness Ra of the steel sheet is the surface roughness of the base iron.
  • the method for removing the surface treatment film can be appropriately selected depending on the type of the surface treatment film within a range that does not affect the surface roughness of the base iron.
  • the galvanized layer may be dissolved with dilute hydrochloric acid to which an inhibitor is added. As a result, only the galvanized layer can be peeled off from the steel sheet.
  • the inhibitor is an additive used to suppress the change in roughness due to the prevention of overdissolution of the base iron.
  • a mixture of hydrochloric acid diluted 10 to 100 times with the hydrochloric acid pickling corrosion inhibitor "Ibit No. 700BK" manufactured by Asahi Chemical Industry Co., Ltd. added to a concentration of 0.6 g / L is galvanized. It can be used as a layer peeling means.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more as a sufficient strength that contributes to weight reduction of automobiles.
  • the tensile strength of the steel sheet may be 800 MPa or more, 900 MPa or more, or 1000 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength in particular, but in the present embodiment, the upper limit of the substantial tensile strength can be set to 1470 MPa.
  • the tensile strength of the steel sheet may be 1400 MPa or less, 1300 MPa or less, or 1200 MPa or less.
  • the tensile test may be performed in the following procedure in accordance with JIS Z2241 (2011).
  • JIS No. 5 test pieces are collected from 10 positions on the high-strength steel sheet at intervals of 50 mm in the plate width direction.
  • the plate width direction of the steel plate and the longitudinal direction of the test piece are made to coincide with each other.
  • each test piece is sampled at a position shifted in the rolling direction of the steel sheet so that the sampling positions of the test pieces do not interfere with each other.
  • Tensile tests are carried out on these test pieces in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011), the tensile strength TS (MPa) is obtained, and the average value of these is calculated. This average value is regarded as the tensile strength of the high-strength steel sheet.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment may have the following characteristics such as elongation and hole expandability as indicators of formability. These mechanical properties are obtained from the various properties of the high-strength steel sheet according to the present embodiment described above.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment may have a total elongation of 14% or more in a tensile test as an index of elongation. On the other hand, it is difficult to make the total elongation exceed 35% in the configuration of the present embodiment. Therefore, the upper limit of the substantial total growth may be 35%.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment may have a hole expansion rate of 25% or more as an index of hole expansion property.
  • the upper limit of the substantial hole expansion rate may be 80%.
  • the hole expansion rate can be evaluated by a hole expansion test based on the test method described in the Japan Iron and Steel Federation standard JFS T 1001-1996.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment has an R / t of 2.0 or less when the value R / t obtained by dividing the limit bending R (mm) by the plate thickness t (mm) is used as an index of bendability. You may. On the other hand, it is difficult to set the bendability index R / t to 0.1 or less in the configuration of the present embodiment. Therefore, the lower limit of the substantial bendability index R / t may be set to 0.1.
  • the limit bending R is obtained by repeatedly performing bending tests applying various bending radii. In the bending test, bending is performed in accordance with JIS Z 2248 (V block 90 ° bending test).
  • the bending radius (to be exact, the inner radius of the bending) is changed at a pitch of 0.5 mm.
  • the minimum bending obtained in this test that does not cause tears and other defects in the steel sheet is regarded as the limit bending R.
  • the value obtained by dividing this limit bending R by the thickness t of the steel sheet is used as an index R / t for evaluating the bendability.
  • the high-strength steel plate according to the present embodiment has tensile test results measured at 10 points every 50 mm along the plate width direction (that is, the direction perpendicular to the rolling direction) as an index of the stability of the material.
  • the standard deviation of TS may be 50 MPa or less, and the standard deviation of EL may be 1% or less.
  • the method for obtaining the TS standard deviation and the EL standard deviation is the same as the above-mentioned tensile test method for obtaining the average value of the tensile strength.
  • the TS standard deviation and the EL standard deviation can be obtained by obtaining the standard deviation of the results of 10 tensile tests by the above method.
  • the standard deviation of R / t (limit bending R (mm), plate thickness t (mm)) measured at 10 points every 50 mm along the plate width direction is calculated. It may be 0.2 or less.
  • the manufacturing process prior to hot rolling is not particularly limited. That is, following the melting in a blast furnace or an electric furnace, various secondary smelting may be performed, and then casting may be performed by a method such as ordinary continuous casting, casting by the ingot method, or thin slab casting.
  • a method such as ordinary continuous casting, casting by the ingot method, or thin slab casting.
  • the cast slab may be cooled to a low temperature and then heated again and then hot-rolled, or the cast slab may be hot-rolled as it is after casting without being cooled to a low temperature.
  • Good. Scrap may be used as the raw material.
  • the cast slab is heated. In this heating step, it is preferable to heat the slab to a temperature of 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower. Coarse precipitates deposited in the slab (iron-based carbides, carbonitrides of alloying elements, etc.) may impair material stability, so the slab may be heated to 1100 ° C or higher to dissolve it. preferable.
  • the slab heating temperature is preferably 1300 ° C. or lower.
  • a rough rolling step is performed in which the heated slab is roughly rolled to obtain a rough rolled plate.
  • the slab may have a desired size and shape, and the conditions thereof are not particularly limited.
  • the thickness of the rough-rolled sheet affects the amount of temperature decrease from the tip to the tail of the hot-rolled steel sheet from the start of rolling to the end of rolling in the finish rolling process, so it should be determined in consideration of this. Is preferable.
  • the rough-rolled plate is subjected to finish rolling.
  • finish rolling is performed in a temperature range of 850 ° C to 1200 ° C under the condition of satisfying the following formula (1).
  • Si * 140 ⁇ Si
  • Si * 80.
  • Si represents the Si content (mass%) of the steel sheet.
  • K'in the above formula (1) is represented by the following formula (2).
  • K ' D ⁇ (DT- 930) ⁇ 1.5 + ⁇ ((FT n -930) ⁇ S n) ⁇ (2)
  • D is the spray amount per hour of hydraulic descaling before the start of finish rolling (m 3 / min)
  • DT is the steel plate temperature (° C.) when hydraulic descaling is performed before the start of finish rolling
  • FT n is finish. temperature of the steel strip in the n-th rolling (° C.), blowing amount per unit time when S n is blown onto the steel sheet of water on spray during n-1 stage and the n-th stage of the finish rolling (m 3 / min ).
  • Si * is a parameter related to the steel sheet component that indicates the susceptibility to unevenness due to scale.
  • the scale generated on the surface layer during hot rolling grows from wustite (FeO), which is relatively easy to descale and does not easily form irregularities on the steel sheet, and grows to form irregularities on the steel sheet.
  • the ease of forming the unevenness of the surface layer by adding Si becomes particularly remarkable when 0.35% by mass or more of Si is added. Therefore, Si * is a function of Si when 0.35% by mass or more is added, but becomes a constant when 0.35% by mass or less is added.
  • K' is a parameter of manufacturing conditions that indicates the difficulty of forming irregularities.
  • the first item of the above formula (2) is that when hydraulic descaling is performed before the start of finish rolling in order to suppress the formation of unevenness, the larger the amount of hydraulic descaling sprayed per hour and the higher the steel sheet temperature. It is shown to be effective from the viewpoint of descaling. When performing multiple descaling before the start of finish rolling, the descaling value closest to the finish rolling is used.
  • the second item of the above formula (2) is a section showing the effect of descaling the scale that could not be completely peeled off by descaling before finishing and the scale that was reformed during finish rolling during finish rolling. It is shown that at high temperatures, spraying a large amount of water onto the steel sheet on the spray makes it easier to descale.
  • K'/ Si * is set to 2.5 or more, preferably 3.0 or more, and more preferably 3.5 or more.
  • the standard deviation of the surface roughness Ra measured at 10 positions at 50 mm intervals in the plate width direction (that is, the direction perpendicular to the rolling direction), which is a preferable form of the steel sheet according to the present invention, is set to 0.5 ⁇ m or less. In order to do so, it is preferable that K'/ Si * is 3.0 or more (K'/ Si * ⁇ 3.0).
  • cooling is performed at an average cooling rate of 50 ° C./s or higher, and winding is performed at a winding temperature of 450 ° C. or lower.
  • the average cooling rate is a value obtained by dividing the difference in temperature between the start of cooling and the temperature before winding by that time.
  • the average cooling rate is less than 50 ° C./s, ferrite transformation occurs, which hinders the control of the structure morphology in the subsequent annealing step, and the ratio of the number of retained austenites having an aspect ratio of 2.0 or more to the total number of retained austenites is 50%. It cannot be controlled more than that.
  • the take-up temperature exceeds 450 ° C
  • ferrite transformation occurs, and it becomes difficult to make the total of bainite and tempered martensite 20% or more of the total.
  • the winding temperature exceeds 450 ° C.
  • the winding temperature is 450 ° C. or lower, preferably 400 ° C. or lower, and more preferably 200 ° C. or lower.
  • setting the winding temperature to 450 ° C. or lower also has an effect of suppressing the formation of internal oxides on the surface of the steel sheet after winding and increasing the roughness of the surface layer.
  • the high-strength steel sheet produced in this way is pickled for the purpose of removing oxides on the surface of the steel sheet.
  • the pickling treatment may be carried out, for example, in hydrochloric acid having a concentration of 3 to 10% at a temperature of 85 ° C. to 98 ° C. for 20 seconds to 100 seconds.
  • the manufactured hot-rolled steel sheet may be lightly reduced with a reduction ratio of 20% or less for the purpose of shape correction.
  • the reduction rate shall be 20% or less.
  • the light reduction may be carried out before or after the pickling step. Light reduction after the pickling step has the effect of further reducing the roughness of the surface layer.
  • the standard deviation of the surface roughness Ra is 0.5 ⁇ m. In order to satisfy the following, it is necessary to perform light rolling after the pickling step.
  • the obtained steel sheet is annealed.
  • the heating temperature is set to Acc1 point to Ac3 point-10 ° C. calculated by the following formula.
  • a c1 723-10.7 ⁇ Mn-16.9 ⁇ Ni + 29.1 ⁇ Si + 16.9 ⁇ Cr
  • a c3 879-346 x C + 65 x Si-18 x Mn + 54 x Al ... (9)
  • ferrite-austenite transformation occurs from the carbides formed between the laths of the low-temperature transformation structure, and plate-shaped austenite is generated.
  • the region that did not undergo austenite transformation can be thought of as a low-temperature transformation structure (tempered martensite or tempered bainite) that was tempered at high temperature, but the dislocation density was greatly reduced by tempering, and the substructure was also unclear. Therefore, it is a region to be evaluated as ferrite in the microstructure observation after annealing. Therefore, it is also referred to as ferrite here.
  • the regions evaluated as tempered martensite or bainite in the microstructure observation after annealing were generated by bainite transformation or martensitic transformation while the austenite generated by heating was held at 150 ° C to 550 ° C, which will be described later. Mainly refers to the organization.
  • the reason why the heating temperature is set to Ac1 point to Ac3 point to ⁇ 10 ° C. is to set an appropriate ferrite-austenite transformation fraction in order to set the area ratio of ferrite to 20% to 70%.
  • the heating time is 10 seconds to 1000 seconds. If the holding time is less than 1 second, cementite in the steel may remain undissolved and the characteristics of the steel sheet may deteriorate. Since this effect saturates in more than 1000 seconds and leads to a decrease in productivity, the holding time is limited to 1000 seconds.
  • heating or cooling may be performed in the temperature range. For example, once the temperature is lowered to 250 ° C. or lower to transform a part of retained austenite into martensite, and then reheated to a temperature range of about 400 ° C., the martensite becomes a nucleation site of bainite transformation and bainite transformation. The effect of accelerating is obtained.
  • hot-dip galvanizing or alloying hot-dip galvanizing may be performed in this temperature range.
  • General conditions can be used as the plating conditions such as the galvanizing bath temperature and the galvanizing bath composition in the hot-dip galvanizing step, and there is no particular limitation.
  • the plating bath temperature may be 420 to 500 ° C.
  • the penetration plate temperature of the steel sheet may be 420 to 500 ° C.
  • the immersion time may be 5 seconds or less.
  • the plating bath is preferably a plating bath containing 0.08 to 0.2% of Al, but may also contain impurities such as Fe, Si, Mg, Mn, Cr, Ti, and Pb.
  • the basis weight of hot-dip galvanizing is usually 5 g / m 2 or more per side, but is preferably 25 to 75 g / m 2 , and more preferably 20 to 120 g / m 2 .
  • the alloying treatment temperature is preferably 460 to 550 ° C. If the alloying treatment is less than 460 ° C., not only the alloying rate becomes slow and the productivity is impaired, but also the alloying treatment unevenness occurs. Therefore, the alloying treatment temperature is preferably 460 ° C. or higher.
  • the alloying treatment temperature exceeds 550 ° C., pearlite transformation occurs and retained austenite cannot be sufficiently stabilized. Further, the alloying treatment is preferably performed under the condition that the iron concentration in the hot-dip galvanized layer is 6.0% by mass or more.
  • an electrogalvanized layer may be formed on the steel sheet manufactured as described above. The electrogalvanized layer can be formed by a conventionally known method.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment can be manufactured by the above-mentioned manufacturing method.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention will be described in more detail below with reference to an example.
  • the following examples are examples of the high-strength steel sheet of the present invention, and the high-strength steel sheet of the present invention is not limited to the following aspects.
  • the conditions in the examples described below are one-condition examples adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to these one-condition examples.
  • various conditions can be adopted as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the steels with the chemical components shown in Table 1 are cast, and after casting, they are cooled to room temperature and then reheated, heated to a temperature range of 1200 ° C to 1350 ° C, and then the slab is roughened at a temperature of 1100 ° C or higher.
  • a rough-rolled plate was produced by rolling.
  • values outside the scope of the invention are underlined.
  • the rough-rolled plate was subjected to multi-step finish rolling consisting of 7 steps in all stages under the conditions shown in Table 2. After that, cooling and winding after finish rolling were performed under each condition shown in Table 3. After that, pickling was performed under all conditions, but under some conditions, light reduction was performed before or after the pickling. Then, the temperature was raised to the heating temperature shown in Table 3 at a heating rate of 30 ° C./s to 150 ° C./s. After heating, the temperature was maintained at the heating temperature for the time shown in Table 3. Then, under condition A, the mixture was cooled to 250 ° C. at 50 to 100 ° C./s, reheated at 400 ° C., and then held for 300 seconds.
  • condition B the mixture was cooled to 360 ° C. at 50 to 100 ° C./s and held for 50 seconds.
  • condition C which is a comparative example, the mixture was cooled to 100 ° C. at 100 ° C./s and held for 300 seconds. After that, some conditions were alloyed hot-dip galvanized or hot-dip galvanized. In the plating process, the steel sheet was in the temperature range of 400 ° C. to 520 ° C.
  • the metallographic structure of the obtained high-strength steel sheet was observed by the following method.
  • a Nital reagent and a reagent disclosed in JP-A-59-219473 were used to corrode a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface.
  • a solution prepared by dissolving 1 to 5 g of picric acid in 100 ml of ethanol was used as solution A, and 1 to 25 g of sodium thiosulfate and 1 to 5 g of citric acid were dissolved in 100 ml of water.
  • the solution is solution B, and solution A and solution B are mixed at a ratio of 1: 1 to form a mixed solution, and nitric acid at a ratio of 1.5 to 4% is further added and mixed with respect to the total amount of this mixed solution.
  • the solution was used as a pretreatment solution. Further, a liquid obtained by adding and mixing the above-mentioned pretreatment liquid in a ratio of 10% with respect to the total amount of the 2% nital liquid to the 2% nital liquid was used as a post-treatment liquid.
  • the cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface is immersed in the pretreatment liquid for 3 to 15 seconds, washed with alcohol and dried, then immersed in the posttreatment liquid for 3 to 20 seconds, washed with water and dried. As a result, the cross section was corroded.
  • the region where the brightness was low and the substructure was not recognized was judged to be ferrite.
  • the region where the brightness was high and the substructure was not exposed by etching was judged to be fresh martensite or retained austenite.
  • the area fraction of fresh martensite was determined as the difference between the area fraction of the uncorroded region observed by FE-SEM and the area fraction of retained austenite measured by X-ray.
  • the surface integral of retained austenite was measured by X-ray diffraction. First, in a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface at a depth position of 1/4 of the plate thickness of the steel sheet, ⁇ (110), ⁇ (200), ⁇ (211), The integrated intensity of a total of 6 peaks of ⁇ (111), ⁇ (200), and ⁇ (220) was determined and calculated using the intensity averaging method to obtain the area fraction of retained austenite.
  • the aspect ratio and major axis of the retained austenite grains contained in the steel structure inside the steel sheet are evaluated by observing the crystal grains using FE-SEM and performing high-resolution crystal orientation analysis by the EBSD method (electron backscatter diffraction method). did.
  • a sample was taken with a cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction of the steel sheet as an observation surface, and the observation surface was polished to a mirror surface.
  • Crystal structure analysis was performed by the EBSD method for the area (either a plurality of fields of view or the same field of view is possible).
  • a crystal orientation map was drawn.
  • the boundary that causes a crystal orientation difference of 10 ° or more was regarded as the grain boundary of the retained austenite grains.
  • the aspect ratio was the value obtained by dividing the major axis length of the retained austenite grains by the minor axis length.
  • the major axis was the major axis length of the retained austenite grains.
  • the area ratio of ferrite at the position of 1/4 of the plate thickness of the cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface was determined according to the above method.
  • the area ratio of ferrite was obtained at 10 locations at intervals of 50 mm in the plate width direction, and the standard deviation of the area ratio was calculated.
  • the standard deviation of the surface roughness Ra measured at 10 positions at 50 mm intervals in the plate width direction was determined by the following procedure. Using a contact type roughness meter (Mitutoyo surf test SJ-500), a roughness curve was obtained over a length of 5 mm in the plate width direction at each measurement position, and the arithmetic mean was obtained by the method described in JIS B0601: 2001. Roughness Ra was determined. The standard deviation of the surface roughness Ra was obtained by using the value of the arithmetic mean roughness Ra at each measurement position thus obtained.
  • Tensile strength was determined by conducting a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011) using JIS No. 5 test pieces collected from a high-strength steel plate so that the plate width direction is the longitudinal direction.
  • TS (MPa) and butt elongation (total elongation) EL (%) were determined. The sampling was performed from 10 positions of the steel plate at intervals of 50 mm in the plate width direction.
  • the average value of the tensile strengths of the 10 test pieces was regarded as the tensile strength TS of the steel sheet, and when TS ⁇ 780 MPa was satisfied, it was regarded as a high-strength hot-rolled steel sheet and passed.
  • the standard deviations of TS and EL were obtained at 10 positions at intervals of 50 mm in the plate width direction.
  • a steel sheet having a TS standard deviation of 50 MPa or less and an EL standard deviation of 1% or less was determined to be a steel sheet having excellent material stability.
  • the hole expansion rate was evaluated by a hole expansion test based on the test method described in the Japan Iron and Steel Federation standard JFS T 1001-1996.
  • the bending test was performed in accordance with JIS Z2248 (V block 90 ° bending test), and the bending radius (mm) was tested at a pitch of 0.5 mm. Further, R / t was measured at 10 positions at intervals of 50 mm in the plate width direction, and the standard deviation was obtained.
  • Comparative Example 11 the proportion of retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or more was insufficient, and the hole-spreading property was impaired. It is presumed that this is because the average cooling rate after finish rolling was insufficient.
  • Comparative Example 14 the proportion of retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or more was insufficient, and the hole-spreading property was impaired. It is presumed that this is because the reduction rate under light reduction applied to the steel sheet before annealing of the steel sheet was excessive.
  • Comparative Example 31 and Comparative Example 32 the amount of Si was insufficient. Therefore, in Comparative Example 31 and Comparative Example 32, the amount of retained austenite was insufficient, and the total elongation and hole expandability were impaired.
  • High-strength steel plate (steel plate) 11 Surface (rolled surface) 12 Cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface 121 Plate thickness 1/4 position of the cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface 13 Measuring surface of retained austenite 131 1 from the surface (rolling surface) of the measuring surface of retained austenite Range from 8/8 thickness to 3/8 thickness RD Rolling Direction TD plate thickness direction (Thickness Direction) WD plate width direction (Wids Direction)

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Abstract

本発明の高強度鋼板は、所定の化学成分を含有し、金属組織が、面積率で、フェライト：２０％～７０％、残留オーステナイト：５％～４０％、フレッシュマルテンサイト：０％～３０％、焼き戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：２０％～７５％、及びパーライト及びセメンタイトの合計：０％～１０％からなり、表面から１／８厚～３／８厚の範囲において、全残留オーステナイトの個数に対する、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が５０％以上であり、圧延方向に平行且つ前記表面に垂直な断面の板厚１／４位置において、板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定されたフェライトの面積率の標準偏差が１０％未満であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である。

Description

高強度鋼板
　本発明は、優れた引張強度、伸び、伸びフランジ性及び曲げ性を有し、かつ、材質安定性に優れた高強度鋼板に関する。
　本願は、２０１９年７月１０日に、日本に出願された特願２０１９－１２８６１２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から、自動車のさらなる燃費向上が求められている。そして、車体を軽量化するとともに衝突安全性を確保するために、自動車用部品における高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。
　自動車用部品に供される鋼板においては、強度だけでなく、プレス加工性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が要求される。具体的には、プレス加工性の観点から、鋼板には優れた伸び（引張試験における全伸び；ＥＬ）、伸びフランジ性（穴広げ率；λ）が要求されることが多い。
　一方で、高強度鋼板では、コイル内で安定した材質を得るための技術も重要である。これは、これまで低強度鋼板では、フェライト組織を主体として必要に応じて微量の固溶強化元素で強度を担保する程度の比較的単純な組織構成であったのに対し、高強度鋼においては、ベイナイトやマルテンサイトといった低温変態組織やＴｉＣなどの析出物を強度担保のために活用しており、複雑な組織構成となってきている。これらの変態、析出などの現象は温度履歴の影響を大きく受けるが、製造工程においては温度ばらつきが不可避的に生じることがある。例えば、熱延鋼板の製造工程では、幅方向の冷却水のかかり方のむらや、巻き取り後のコイル内の位置による冷却速度のむらなど、幅方向、長手方向で温度履歴にばらつきが生じる可能性がある。そのため、高強度鋼板の製造においては、これらの温度履歴をできるだけ低減する製法を用いるか、または、温度履歴の影響をできるだけ小さくする材料設計を行うなど、材質を安定化させる技術が必要になる。
　高強度鋼板の延性を向上させる技術として、鋼組織にオーステナイト相を残存させてＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果を利用するＴＲＩＰ鋼がある（例えば、特許文献１参照。）。ＴＲＩＰ鋼は、ＤＰ鋼よりも高い延性を有する。
　また、非特許文献１には、鋼板を２回焼鈍する２回焼鈍法を用いることで、鋼板の伸びおよび穴広げ性が向上することが開示されている。
　一方で、材質安定性に関しては、例えば特許文献２では、引張強さが７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板について、ＴｉとＶの添加量をある範囲に制御することにより、熱延巻き取り時に微細な炭化物を均一に析出させ、結果的に熱延鋼板の材質を安定化させる技術が報告されている。
日本国特開２００６－２７４４１８号公報 日本国特開２０１３－１００５７４号公報
Ｋ．Ｓｕｇｉｍｏｔｏ　ｅｔ　ａｌ．：ＩＳＩＪ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｅｆｆｅｃｔｓ　ｏｆ　Ｓｅｃｏｎｄ　Ｐｈａｓｅ　Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ　ｏｎ　Ｒｅｔａｉｎｅｄ　Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ　ａｎｄ　Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｉｎ　ａ　ＴＲＩＰ－ａｉｄｅｄ　Ｄｕａｌ－ｐｈａｓｅ　Ｓｔｅｅｌ　Ｓｈｅｅｔ（１９９３），７７５．
　本発明者らは、伸びと穴広げ性とを両立した鋼板を得るため探索を行った。非特許文献１に記載された方法では２回の焼鈍を行うため、１回の焼鈍を行う製法と比較し、燃料コストなどが増加することが課題であった。そこで、本発明者らは、２回の焼鈍を行わなくとも、同様の板状組織（すなわち、オーステナイトのアスペクト比が大きい組織）の作り込みを行うべく、熱延鋼板を焼鈍することでＴＲＩＰ鋼板を作り込む製法を試みた。具体的には、熱延鋼板を４５０℃以下の低温で巻き取り、次いで焼鈍を行う製法を本発明者らは検討した。低温での巻取によって、熱延鋼板の組織を、低温変態組織を主体とした組織とすることができる。低温変態組織を主体とした組織を有する熱延鋼板を焼鈍することで、１回の焼鈍で板状の組織を得ることができると本発明者らは考えた。
　しかしながら、この方法によって得られた鋼板では、材質不安定化が生じた。具体的には、板幅方向に沿って測定されたフェライト量のばらつきが増大し、その結果、機械特性のばらつきが増大した。
　本発明は、優れた引張強度、伸び、伸びフランジ性及び曲げ性を有し、かつ、材質安定性に優れた高強度熱延鋼板を提供することを課題とする。なお、材質安定性とは、鋼板中の部位ごとの引張強度及び全伸びのばらつきが少ないことを表す。
（１）本発明の一態様に係る高強度鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．２８０％、Ｓｉ：０．５０～２．５０％、Ｍｎ：１．００～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１０００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｂ：０～０．０１０％、Ｔｉ：０～０．２０％、Ｎｂ：０～０．２０％、Ｖ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｃｏ：０～１．０００％、Ｗ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、及び残部：Ｆｅ及び不純物を含み、金属組織が、面積率で、フェライト：２０％～７０％、残留オーステナイト：５％～４０％、フレッシュマルテンサイト：０％～３０％、焼き戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：２０％～７５％、及びパーライト及びセメンタイトの合計：０％～１０％からなり、表面から１／８厚～３／８厚の範囲において、全残留オーステナイトの個数に対する、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が５０％以上であり、圧延方向に平行且つ前記表面に垂直な断面の板厚１／４位置において、板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定されたフェライトの面積率の標準偏差が１０％未満であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である。
（２）（１）に記載の高強度鋼板は、前記板幅方向に５０ｍｍ間隔で１０か所の位置において、表面粗さＲａの標準偏差が０．５μｍ以下であってもよい。
（３）（１）又は（２）に記載の高強度鋼板は、前記化学成分として、質量％で、Ｂ：０．００１％～０．０１０％、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｎｂ：０．０１～０．２０％、Ｖ：０．００５％～１．０００％、Ｃｒ：０．００５％～１．０００％、Ｍｏ：０．００５％～１．０００％、Ｃｕ：０．００５％～１．０００％、Ｃｏ：０．００５％～１．０００％、Ｗ：０．００５％～１．０００％、Ｎｉ：０．００５％～１．０００％、Ｃａ：０．０００３％～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００３％～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１００％、及びＺｒ：０．０００３％～０．０１００％からなる群から構成される少なくとも１種を含有してもよい。
　上記態様によれば、優れた引張強度、伸び、伸びフランジ性及び曲げ性を有し、かつ、材質安定性に優れた高強度鋼板を得ることができる。
金属組織を評価するための観察面を示す概念図である。 残留オーステナイトを評価するための観察面を示す概念図である。 フェライトの面積率の標準偏差を評価するための観察面を示す概念図である。
　本発明者らは、焼鈍回数が１回の鋼板において、材質安定性が損なわれる原因について鋭意検討を重ねた。そして本発明者らは、焼鈍前の熱延鋼板の表面性状のばらつきが、焼鈍後の鋼板の材質安定性に影響を及ぼすことを見出した。熱延鋼板の表面性状（表面粗さ）のばらつきは、冷延鋼板のそれよりも大きい傾向にある。表面粗さにむらがあると、焼鈍のための昇温の過程で、表面粗さのむらが放射率のむらを生じさせ、それに起因した温度ばらつきが鋼板にもたらされる。その結果、焼鈍後の鋼板においてフェライト量のばらつきが増大することとなる。熱延鋼板の表面性状を制御することが、熱延焼鈍板の材質安定化に寄与することが、本発明者らの知見により初めて明らかになった。
　また、本発明者らは、焼鈍前の鋼板（熱延鋼板）の表面性状のばらつきを抑制するために効果的な熱間圧延方法も見出した。熱間圧延時に、表層スケールが熱延ロールによって鋼板に押しつけられる現象が、熱間圧延後の鋼板の表面性状を大きく特徴づけることを、本発明者らは発見した。そして、熱延鋼板の表面性状を制御するためには、熱間圧延中のスケール成長を制御することが重要であり、圧延中に鋼板表面に水膜を特定の条件で吹き付けることでこれを達成できることが見いだされた。
　以下に、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板について詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、「質量％」を意味する。
　本実施形態に係る高強度鋼板１において、図１～図３に示される圧延方向ＲＤ、板厚方向ＴＤ、及び板幅方向ＷＤは以下の通り定義される。圧延方向ＲＤとは、圧延時に圧延ロールによって鋼板が移動する方向を意味する。板厚方向ＴＤとは、鋼板の圧延面１１に垂直な方向である。板幅方向ＷＤとは、圧延方向ＲＤ及び板厚方向ＴＤに垂直な方向である。なお、圧延方向ＲＤは、鋼板の結晶粒の延伸方向に基づいて容易に特定することができる。従って、圧延後の素材鋼板から切り出された鋼板においても、圧延方向ＲＤは特定可能である。
　本実施形態に係る高強度鋼板においては、金属組織におけるフェライト量などが規定される。金属組織は、圧延方向ＲＤに平行且つ圧延面１１に垂直な断面１２において評価される（図１参照）。以下、圧延方向ＲＤに平行且つ圧延面１１に垂直な断面１２を、単に圧延方向ＲＤに平行な断面と記載する場合がある。詳細な金属組織の評価方法は後述される。
　また、本実施形態に係る高強度鋼板においては、全残留オーステナイトの個数に対する、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が既定される。残留オーステナイトは、圧延方向ＲＤ及び板厚方向ＴＤに平行な断面において評価される（図２参照）。詳細な残留オーステナイトの評価方法は後述される。
　さらに、本実施形態に係る高強度鋼板においては、フェライトの面積率の標準偏差が規定される。フェライトの面積率は、圧延方向ＲＤに平行且つ圧延面１１に垂直な断面１２の板厚１／４位置１２１において測定される（図３参照）。圧延方向ＲＤに平行且つ圧延面１１に垂直な断面１２を、板幅方向ＷＤに沿って５０ｍｍおきに１０面作成し、これらの面において測定された１０のフェライトの面積率の標準偏差が、本実施形態に係るフェライトの面積率の標準偏差とみなされる。
　なお、板厚１／４位置とは、鋼板１の圧延面１１から、鋼板１の厚さの１／４の深さの位置である。図１及び図２においては、鋼板１の上側の圧延面１１から鋼板１の厚さの１／４の深さの位置のみを、板厚１／４位置として示している。しかし当然のことながら、鋼板１の下側の圧延面１１から鋼板１の厚さの１／４の深さの位置も、板厚１／４位置として取り扱うことができる。また、図３においては、１０面の測定面のうち一部のみを図示している。さらに、図３はフェライトの面積率の測定箇所を概念的に示すものにすぎず、所定の要件を満たす限り、図３に記載の如く個数密度の測定面を形成する必要はない。フェライトの面積率の標準偏差の詳細な評価方法は後述される。
　［高強度鋼板］
　本実施形態に係る高強度鋼板は、化学成分として、質量％で、
　Ｃ：０．０３０～０．２８０％、
　Ｓｉ：０．５０～２．５０％、
　Ｍｎ：１．００～４．００％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０２００％以下、
　Ｎ：０．０１０００％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下、
　Ｂ：０～０．０１０％、
　Ｔｉ：０～０．２０％、
　Ｎｂ：０～０．２０％、
　Ｖ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～１．０００％、
　Ｍｏ：０～１．０００％、
　Ｃｕ：０～１．０００％、
　Ｃｏ：０～１．０００％、
　Ｗ：０～１．０００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　ＲＥＭ：０～０．０１００％、
　Ｚｒ：０～０．０１００％以下、及び
　残部：Ｆｅ及び不純物
を含み、
　金属組織が、面積率で、
　　フェライト：２０％～７０％、
　　残留オーステナイト：５％～４０％、
　　フレッシュマルテンサイト：０％～３０％、
　　焼き戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：２０％～７５％、及び
　　パーライト及びセメンタイトの合計：０％～１０％
からなり、
　表面から１／８厚～３／８厚の範囲において、全残留オーステナイトの個数に対する、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が５０％以上であり、
　圧延方向に平行且つ前記表面に垂直な断面の板厚１／４位置において、板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定されたフェライトの面積率の標準偏差が１０％未満であり、
　引張強度が７８０ＭＰａ以上である。
１．化学成分
　以下、本実施形態に係る高強度鋼板の成分組成について詳細に説明する。本実施形態に係る高強度鋼板は、化学成分として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（Ｃ：０．０３０％以上０．２８０％以下）
　Ｃは鋼板強度を確保する上で重要な元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満では、引張強度７８０ＭＰａ以上を確保することができない。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以上とし、好ましくは０．０５０％以上、０．１００％以上、０．１２０％以上又は０．１４０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が、０．２８０％超になると、溶接性が悪くなるので、上限を０．２８０％とする。好ましくは、Ｃ含有量が０．２６０％以下又は０．２５０％以下、さらに好ましくは、０．２００％以下、０．１８０％以下、又は０．１６０％以下である。
（Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下）
　Ｓｉは、鉄系炭化物の析出を抑制し、残留γを安定化させるのに重要な元素である。Ｓｉ含有量が０．５０％未満では、残留γを５％以上得ることが難しく、伸びが劣化するため、Ｓｉ含有量は０．５０％以上とする。Ｓｉ含有量は好ましくは、０．８０％以上、１．００％以上、又は１．２０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が２．５０％超では、表面性状劣化を引き起こすため、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下、１．５０％以下、または１．３０％以下である。
（Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下）
　Ｍｎは、鋼板の機械的強度を高める上で有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができない。したがって、Ｍｎ含有量は、１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは１．８０％以上、２．００％以上、又は２．２０％以上である。
　一方、Ｍｎを過剰に添加すると、Ｍｎ偏析によって組織が不均一になり、曲げ加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とし、好ましくは、３．００％以下、より好ましくは、２．８０％以下、２．６０％以下、又は２．５０％以下とする。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下）
　Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が、０．００１％未満では、十分に脱酸できないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。但し、脱酸が十分に必要な場合、０．０１０％以上の添加がより望ましい。さらに望ましくは、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０２０％以上、０．０３０％以上、又は０．０５０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．５００％以下であり、より好ましくは１．０００％以下、又は０．７００％以下であり、最も好ましくは０．０９０％以下、０．０８０％以下、又は０．０７０％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物になっておらず、酸に可溶する酸可溶Ａｌを意味する。
　本実施形態に係る高強度鋼板は、化学成分として、不純物を含有する。なお、「不純物」とは、例えば鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入するもの等を指す。不純物とは、例えば、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の元素を意味する。これらの不純物は、本実施形態の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限することが好ましい。また、不純物の含有量は少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、不純物の下限値が０％でもよい。
（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐは、一般には鋼に含有される不純物であるが、引張強度を高める作用を有するのでＰを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．１００％超では、溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下に制限する。Ｐ含有量は好ましくは０．０８０％以下、０．０７０％以下、又は０．０５０％以下に制限する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｐ含有量を０．００１％以上、０．００２％以上、又は０．００５％以上にしてもよい。
（Ｓ：０．０２００％以下）
　Ｓは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｓ含有量が０．０２００％超では、溶接性の低下が著しくなると共に、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下に制限する。Ｓ含有量は好ましくは０．０１００％以下、さらに好ましくは０．００８０％以下、０．００７０％以下、又は０．００５０％以下に制限する。なお、脱硫コストの観点から、Ｓ含有量は、０．００１０％以上、０．００１５％以上、又は０．００２０％以上としてもよい。
（Ｎ：０．０１０００％以下）
　Ｎは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｎ含有量が０．０１０００％超では、溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０００％以下に制限し、好ましくは０．００９００％以下、０．００７００％以下、又は０．００５００％以下としてもよい。Ｎ含有量の下限値は特に限定されないが、例えばＮ含有量を０．００００５％以上、０．０００１０％以上、又は０．０００２０％以上としてもよい。
（Ｏ：０．０１００％以下）
　Ｏは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｏ含有量が０．０１００％超では、溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下に制限し、好ましくは０．００９０％以下、０．００７０％以下、又は０．００５０％以下である。Ｏ含有量の下限値は特に限定されないが、例えばＯ含有量を０．０００５％以上、０．０００８％以上、又は０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係る高強度鋼板は、上記で説明した基本元素および不純物に加えて、選択元素を含有してもよい。例えば、上記した残部であるＦｅの一部に代えて、選択元素として、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒを含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。
（Ｂ：０％以上０．０１０％以下）
（Ｔｉ：０％以上０．２０％以下）
（Ｎｂ：０％以上０．２０％以下）
（Ｖ：０％以上１．０００％以下）
（Ｃｒ：０％以上１．０００％以下）
（Ｍｏ：０％以上１．０００％以下）
（Ｃｕ：０％以上１．０００％以下）
（Ｃｏ：０％以上１．０００％以下）
（Ｗ：０％以上１．０００％以下）
（Ｎｉ：０％以上１．０００％以下）
　Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉは、いずれも強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。しかし、Ｂを０．０１０％超、Ｔｉ及びＮｂをそれぞれ０．２０％超、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉをそれぞれ１．０００％超含有させても、上記作用による効果は飽和し易く経済的に不利となる場合がある。
　したがって、Ｂの含有量を０．０１０％以下、Ｔｉ及びＮｂの含有量をそれぞれ０．２０％以下、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ及びＮｉの含有量は、それぞれ１．０％以下、又は１．０００％以下とする。Ｂの含有量を０．００８％以下、０．００７％以下、又は０．００５％以下としてもよい。Ｔｉ及びＮｂそれぞれの含有量の上限値を０．１８％、０．１５％、又は０．１０％としてもよい。Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、及びＮｉそれぞれの含有量の上限値を０．５００％以下、０．３００％以下、又は０．１００％以下としてもよい。
　なお、上記作用による効果をより確実に得るには、
Ｂ：０．００１％以上、０．００２％以上、又は０．００４％以上、
Ｔｉ：０．０１％以上、０．０２％以上、又は０．０５％以上、
Ｎｂ：０．０１％以上、０．０２％以上、又は０．０５％以上、
Ｖ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、
Ｃｒ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、
Ｍｏ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、
Ｃｕ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、
Ｃｏ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、
Ｗ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、及び
Ｎｉ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上
のうち、少なくとも１種を含有していることが好ましい。
（Ｃａ：０％以上０．０１００％以下）
（Ｍｇ：０％以上０．０１００％以下）
（ＲＥＭ：０％以上０．０１００％以下）
（Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下）
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒは、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についてもそれぞれ０．０１００％を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒの含有量はそれぞれ０．０１％以下、又は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒそれぞれの含有量の上限を、０．００８０％、０．００５０％、又は０．００３０％としてもよい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０．０００３％以上、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上とすることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、その少なくとも１種である。上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の少なくとも１種の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
　なお、本実施形態に係る高強度鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｃａ：０．０００３％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１００％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
　上記した鋼成分は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　２．金属組織
　本実施形態に係る高強度鋼板では、金属組織が、面積率で、フェライト：２０％～７０％、残留オーステナイト：５％～４０％、フレッシュマルテンサイト：０％～３０％、焼き戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：２０％～７５％、及びパーライト及びセメンタイトの合計：０％～１０％からなる。
（フェライト：２０％～７０％）
　フェライトは比較的軟質で成形に寄与する組織である。フェライトを有することで、伸び、穴広げ性、曲げ性が向上する。この効果を得るためには、フェライトを２０％以上有する必要がある。そのため、金属組織におけるフェライトの面積率を２０％以上とする。フェライトの面積率を２５％以上、３０％以上、又は３５％以上としてもよい。
　フェライトを７０％超有すると、引張強度を７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。そのため、金属組織におけるフェライトの面積率を７０％以下とする。フェライトの面積率を６５％以下、６０％以下、又は５０％以下としてもよい。
（残留オーステナイト：５％～４０％）
　残留オーステナイトは伸びに寄与する組織である。この効果を得るためには残留オーステナイトが５％以上必要である。そのため、金属組織における残留オーステナイトの面積率を５％以上とし、８％以上、１０％以上、又は１５％以上が好ましい。
　本実施形態に係る製法では、残留オーステナイトを４０％以上残存させることは実質的に不可能である。そのため、金属組織における残留オーステナイトの面積率の上限は４０％である。残留オーステナイトの面積率を３５％以下、３０％以下、又は２５％以下としてもよい。
（フレッシュマルテンサイト：０％～３０％）
　フレッシュマルテンサイトは強度に寄与する代わりに成形性を阻害する組織である。そのため、フレッシュマルテンサイトは含まれなくてもよく、その下限を０％とする。
　一方、フレッシュマルテンサイトによる強度を向上させる効果を得るためには、フレッシュマルテンサイトを２％以上、５％以上、又は８％以上有することが好ましい。
　一方、フレッシュマルテンサイトを３０％超有すると伸びや穴広げ性を劣化させるため、金属組織におけるフレッシュマルテンサイトの面積率を３０％以下とする。フレッシュマルテンサイトの面積率は２０％以下が好ましく、１５％以下、又は１０％以下が更に好ましい。
（焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計：２０％～７５％）
　焼き戻しマルテンサイト及びベイナイトは、強度に寄与する組織である。引張強さ７８０ＭＰａ以上を得るためには、焼き戻しマルテンサイト及びベイナイトが合計で２０％以上必要である。そのため、本実施形態に係る高強度鋼板の金属組織では、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計面積率を２０％以上とし、好ましくは３０％以上、４０％以上、又は５０％以上である。
　一方、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の上限を規定する必要はない。上述のように、本実施形態に係る鋼板の金属組織は２０％以上のフェライト及び５％以上の残留オーステナイトを含むが、その残部全てが焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトであってもよい。換言すると、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、最大で７５％とすることができる。焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、７０％以下、６０％以下、又は５５％以下であってもよい。
（パーライト及びセメンタイトの合計：０％～１０％）
　パーライトとセメンタイトは成形性を阻害する組織である。パーライトとセメンタイトとの合計面積率が１０％超の場合には、成形性の劣化が大きくなるため好ましくない。そのため、パーライトとセメンタイトとの合計面積率を合計で１０％以下とする。パーライトとセメンタイトとの合計面積率を８％以下、５％以下、又は３％以下としてもよい。パーライト及びセメンタイトは、本発明の課題を解決するために必要とされないので、その合計面積率の下限値は０％である。しかしながら、パーライトとセメンタイトとの合計面積率が０．５％以上、１％以上、又は２％以上であってもよい。
　金属組織の測定方法
　以上のような本実施形態に係る高強度鋼板の金属組織を構成するベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、パーライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの同定、存在位置の確認及び面積分率の測定は、以下の方法によって行う。
　まず、ナイタール試薬及び特開昭５９－２１９４７３号公報に開示の試薬を用いて、圧延方向に平行な断面（即ち、圧延方向に平行且つ表面に垂直な断面）を腐食する。断面の腐食について、具体的には、１００ｍｌのエタノールに１～５ｇのピクリン酸を溶解した溶液をＡ液とし、１００ｍｌの水に１～２５ｇのチオ硫酸ナトリウムおよび１～５ｇのクエン酸を溶解した溶液をＢ液とし、Ａ液とＢ液とを１：１の割合で混合して混合液とし、この混合液の全量に対して１．５～４％の割合の硝酸を更に添加して混合した液を前処理液とする。また、２％ナイタール液に、２％ナイタール液の全量に対して１０％の割合の上記前処理液を添加して混合した液を後処理液とする。圧延方向に平行な断面（即ち、圧延方向に平行且つ表面に垂直な断面）を上記前処理液に３～１５秒浸漬し、アルコールで洗浄して乾燥した後、上記後処理液に３～２０秒浸漬した後、水洗し、乾燥することで、上記断面を腐食する。
　次に、図１に示されるように、鋼板１の表面（圧延面１１）から板厚の１／４深さ且つ板幅方向ＷＤの中央の位置において、走査型電子顕微鏡を用いて倍率１０００～１０００００倍で、４０μｍ×３０μｍの領域を少なくとも３領域観察することによって、上記金属組織の同定、存在位置の確認、及び、面積分率の測定を行う。なお、測定対象が、製造後に特段の機械加工を受けていない鋼板（換言すると、コイルから切り出されていない鋼板）である場合でも、コイルから切り出された鋼板であっても、板幅方向中央位置とは、板幅方向ＷＤで見た鋼板１両端から実質的に等距離にある位置のことである。
　また、上述の測定方法により下部ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトとを区別することは困難である。そのため、本実施形態では両者を区別する必要はない。すなわち、「ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の合計の面積分率は、「上部ベイナイト」および「下部ベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイト」の面積分率を測定することで得る。上部ベイナイトは、ラスの集合体であり、ラス間に炭化物を含む組織である。下部ベイナイトは、内部に長径５ｎｍ以上かつ同一方向に伸長した鉄系炭化物を含む組織である。焼き戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上かつ異なる方向に伸長した鉄系炭化物を含む組織である。
　フェライトは輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域である。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をフレッシュマルテンサイトまたは残留オーステナイトと判断する。それ故、フレッシュマルテンサイトの面積分率は、ＦＥ－ＳＥＭで観察される腐食されていない領域の面積分率と、後述のＸ線で測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求めることができる。
　パーライトは板状のセメンタイトと板状のフェライトとが交互に並んだ領域を意味する。ＦＥ－ＳＥＭによる観察において、パーライトと上述の組織（フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）とを明瞭に区別することができる。
　残留オーステナイトの面積分率の測定方法には、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ（電子後方散乱回折像、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）解析、磁気測定による方法などがあり、測定方法によって測定値が異なる場合がある。本実施形態では、残留オーステナイトの面積分率はＸ線回折により測定する。本実施形態におけるＸ線回折による残留オーステナイト面積分率の測定では、まず、鋼板の板厚の１／４深さ位置における、圧延方向に平行な断面（即ち、圧延方向に平行且つ表面に直角な断面）において、Ｃｏ－Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、次いで強度平均法を用いて算出することで残留オーステナイトの面積分率を得る。
（１／８厚～３／８厚の範囲において、全残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が５０％以上）
　残留オーステナイトの組織形態を板状に作り込むことは、伸び、穴広げ性、曲げ性の向上に寄与し、本発明における重要な組織作り込みポイントの一つである。残留オーステナイトを板状にすることは、成形時のオーステナイトへのひずみ分配を抑制し、残留オーステナイトを塑性変形に対して適度に安定化させることで、伸び、穴広げ性を向上させる効果がある。この効果を有する残留オーステナイトの形態はアスペクト比で２．０以上である。
　この効果を得るには、１／８厚～３／８厚の範囲において、アスペクト比で２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が全残留オーステナイトに対して５０％以上である必要がある。そのため、当該個数割合を５０％以上とし、７０％以上が好ましい。当該個数割合が５０％未満では、優れた伸びと穴広げ性、曲げ性の両立が困難になるため好ましくない。
　鋼板内部の鋼組織に含まれる残留オーステナイト粒のアスペクト比および長径は、ＦＥ－ＳＥＭを用いて結晶粒を観察し、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）により高分解能結晶方位解析を行い、評価する。
　まず、図２に示されるように、鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を観察面１３として試料を採取し、観察面を研磨して鏡面に仕上げる。次いで、観察面１３における表面（圧延面）１１から１／４厚の位置を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲１３１の一つないし複数の観察視野において、合計で２．０×１０－９ｍ２以上（複数視野及び同一視野のいずれでも可）の面積についてＥＢＳＤ法による結晶構造解析を行う。次に、上記の方法により測定した残留オーステナイト粒の結晶方位から、測定エラーを避けるため、長軸長さが０．１μｍ以上のオーステナイトのみを抜き出して、結晶方位マップを描く。１０°以上の結晶方位差を生じる境界を残留オーステナイト粒の結晶粒界とみなす。アスペクト比は、残留オーステナイト粒の長軸長さを短軸長さで除した値とする。長径は、残留オーステナイト粒の長軸長さとする。測定に当たってＥＢＳＤ法により得られたデータの解析には、ＴＳＬ社製の「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｙｓ　６．０」を用いる。また、評点間距離（ｓｔｅｐ）は０．０１～０．２０μｍとする。観察結果から、ＦＣＣ鉄と判断される領域を残留オーステナイトとする。この結果から、１／８厚～３／８厚の範囲において全残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合を求める。
（圧延方向に平行且つ表面に垂直な断面の板厚１／４位置におけるフェライトの面積率を、板幅方向に５０ｍｍおきに１０か所で測定したとき、フェライトの面積率の標準偏差が１０％未満）
　本発明において、フェライトは伸びや穴広げ性を担保するために重要である。一方で、その組織分率によって強度や伸び、穴広げ性が変化する。そのため、フェライトの組織分率が熱延幅方向に均一に分布していることは、材質安定性を得る上で重要である。
　図３に示すように、圧延方向に平行な断面（即ち、圧延方向に平行且つ表面に垂直な断面１２）の板厚１／４位置１２１におけるフェライトの面積率を、板幅方向（即ち、圧延方向ＲＤに直角な方向）ＷＤに沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定したとき、フェライトの面積率の標準偏差が１０％以上であると、機械特性がばらつく原因となり、材質安定性が得られない。そのため、上述のフェライトの面積率の標準偏差を１０％未満とし、好ましくは８％以下、５％未満、又は４％以下である。なお、測定対象となる鋼板の板幅方向に沿った大きさが十分に大きいときは、フェライトの面積率の標準偏差の測定箇所は、板幅方向に沿った１直線上に配置するとよい。一方、測定対象となる鋼板の板幅方向に沿った大きさが４５０ｍｍに満たないときは、フェライトの面積率の標準偏差の測定箇所は、板幅方向に沿った２本以上の直線上に配置するとよい。フェライト以外の特性（例えば表面粗さ等）の板幅方向の標準偏差の測定の際にも、上述のように測定箇所を配置することができる。
３．表面粗さＲａの標準偏差
（板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定した表面粗さＲａの標準偏差が、好ましくは０．５μｍ以下）
　化学成分、金属組織、及び後述する引張強度が所定の範囲内である限り、本実施形態に係る鋼板は特に限定されない。一方、板幅方向（即ち、圧延方向に直角な方向）に沿って５０ｍｍおきに１０か所で圧延面１１の表面粗さＲａを測定したとき、表面粗さＲａの標準偏差を０．５μｍ以下としてもよい。表面粗さＲａのばらつきを抑制することにより、曲げ加工性のばらつきを抑制し、材質安定性を一層高めることができる。そのため、当該標準偏差を０．５μｍ以下とすることが好ましい。ただし、鋼板の表面粗さは追加工によって自在に変更することができる。例えば、後述する好ましい製造方法によって材質安定性に優れた高強度鋼板を製造した後に、この高強度鋼板にヘアライン加工などの表面粗さを変更する加工をしてもよい。この観点からも、表面粗さＲａの標準偏差を上述の範囲内とすることは必須ではない。
　なお、表面粗さＲａは接触式粗さ計（Ｍｉｔｕｔｏｙｏ製サーフテストＳＪ－５００）を用いて、各測定位置において、板幅方向に５ｍｍの長さにわたって粗さ曲線を取得し、ＪＩＳ　Ｂ０６０１：２００１に記載の方法で算術平均粗さＲａを求める。このようにして求めた各測定位置での算術平均粗さＲａの値を用いて、表面粗さＲａの標準偏差を求める。
　また、鋼板の表面にめっき、及び塗装などの表面処理皮膜が配されている場合、「鋼板の表面粗さＲａ」とは、鋼板から表面処理皮膜を除去した後に測定される表面粗さを意味する。即ち、鋼板の表面粗さＲａとは、地鉄の表面粗さである。表面処理皮膜を除去する方法は、地鉄の表面粗さに影響を及ぼさない範囲内で、表面処理皮膜の種類に応じて適宜選択することができる。例えば、表面処理皮膜が亜鉛めっきである場合、インヒビターを添加した希塩酸を用いて亜鉛めっき層を溶解させればよい。これにより、亜鉛めっき層のみを鋼板から剥離させることができる。インヒビターとは、地鉄の過溶解防止による粗さの変化を抑制するために使用する添加剤である。例えば、１０～１００倍に希釈した塩酸に、０．６ｇ／Ｌの濃度になるよう朝日化学工業株式会社製の塩酸酸洗用腐食抑制剤「イビットＮｏ．７００ＢＫ」を添加したものを、亜鉛めっき層の剥離手段として用いることができる。
４．機械特性
（引張強度ＴＳ：７８０ＭＰａ以上）
　本実施形態に係る高強度鋼板は、自動車の軽量化に寄与する十分な強度として、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有する。鋼板の引張強度が８００ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以上、又は１０００ＭＰａ以上であってもよい。一方、本実施形態の構成で１４７０ＭＰａ超とすることは困難であると推定される。そのため、引張強度の上限は特に定める必要はないが、本実施形態において実質的な引張強度の上限を１４７０ＭＰａとすることができる。また、鋼板の引張強度を１４００ＭＰａ以下、１３００ＭＰａ以下、又は１２００ＭＰａ以下としてもよい。
　なお、引張試験はＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、以下の手順で行えばよい。高強度鋼板の、板幅方向に５０ｍｍ間隔の１０か所の位置から、ＪＩＳ５号試験片を採取する。ここで、鋼板の板幅方向と、試験片の長手方向とが一致するようにする。また、各試験片の採取位置が干渉しないように、各試験片を鋼板の圧延方向にずらした位置で採取する。これら試験片に、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張強さＴＳ（ＭＰａ）を求め、これらの平均値を算出する。この平均値を、高強度鋼板の引張強さとみなす。
　また、本実施形態に係る高強度鋼板は、成形性の指標として伸び、穴広げ性、それぞれ以下の特性を有してもよい。これらの機械特性は、上述した本実施形態に係る高強度鋼板の諸特性によって得られるものである。
（全伸びＥＬ）
　本実施形態に係る高強度鋼板は、伸びの指標として引張試験における全伸びで１４％以上を有してもよい。一方、本実施形態の構成で全伸びを３５％超とすることは困難である。そのため、実質的な全伸びの上限は３５％としてもよい。
（穴広げ性）
　本実施形態に係る高強度鋼板は、穴広げ性の指標として穴広げ率２５％以上を有してもよい。一方、本実施形態の構成で穴広げ率を８０％超とすることは困難である。そのため、実質的な穴広げ率の上限を８０％としてもよい。
　穴広げ率は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ　Ｔ　１００１－１９９６記載の試験方法に準拠した穴広げ試験により評価できる。
（曲げ性）
　本実施形態に係る高強度鋼板は、曲げ性の指標として限界曲げＲ（ｍｍ）を板厚ｔ（ｍｍ）で除した値Ｒ／ｔを用いた場合、２．０以下のＲ／ｔを有してもよい。一方、本実施形態の構成で曲げ性の指標Ｒ／ｔを０．１以下とすることは困難である。そのため、実質的な曲げ性の指標Ｒ／ｔの下限値を０．１としてもよい。
　限界曲げＲは、種々の曲げ半径を適用した曲げ試験を繰り返し実施することによって求められる。曲げ試験では、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して曲げ加工を行う。曲げ半径（正確には、曲げの内側半径）は０．５ｍｍピッチで変更する。曲げ試験における曲げ半径が小さいほど、鋼板に裂けきず及びその他の欠点が生じやすくなる。この試験において求められた、鋼板に裂けきず及びその他の欠点を生じさせない最小の曲げを限界曲げＲとみなす。そして、この限界曲げＲを鋼板の厚さｔで割った値を、曲げ性を評価する指標Ｒ／ｔとして用いる。
　本実施形態に係る高強度鋼板は、材質が安定していることの指標として、板幅方向（即ち、圧延方向に直角な方向）に沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定された引張試験結果において、ＴＳの標準偏差５０ＭＰａ以下、及びＥＬの標準偏差１％以下であってもよい。ＴＳ標準偏差及びＥＬ標準偏差を求める方法は、上述した、引張強さの平均値を求めるための引張試験方法と同一とする。上述の方法による１０回の引張試験の結果の標準偏差を求めることにより、ＴＳ標準偏差及びＥＬ標準偏差が得られる。
　また、本実施形態に係る高強度鋼板では、板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定されたＲ／ｔ（限界曲げＲ（ｍｍ）、板厚ｔ（ｍｍ））の標準偏差を０．２以下としてもよい。
５．製造方法
　次に、本実施形態に係る高強度鋼板の好ましい製造方法の一例について説明する。ただし、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法は特に限定されないことに留意されたい。上述の要件を満たす鋼板は、その製造方法に関わらず、全て本実施形態に係る鋼板であるとみなされる。
　熱間圧延に先行する製造工程は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、鋳造スラブを一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱間圧延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。
　鋳造したスラブに、加熱工程を施す。この加熱工程では、スラブを１１００℃以上１３００℃以下の温度に加熱することが好ましい。スラブ内に析出した粗大な析出物（鉄系炭化物や合金元素の炭窒化物など）は、材質安定性を阻害する可能性があるため、溶解させるためにスラブを１１００℃以上に加熱することが好ましい。一方、スケールロスを防ぐ観点から、スラブ加熱温度は１３００℃以下が好ましい。
　次に、加熱されたスラブを粗圧延して、粗圧延板とする粗圧延工程を施す。
　粗圧延は、スラブを所望の寸法形状にすればよく、その条件は特に限定しない。なお、粗圧延板の厚さは、仕上げ圧延工程における、圧延開始時から圧延完了時までの熱延鋼板先端から尾端までの温度低下量に影響を及ぼすため、これを考慮して決定することが好ましい。
　粗圧延板に、仕上げ圧延を施す。この仕上圧延工程では、多段仕上げ圧延を行う。本実施形態では、下記式（１）を満たす条件にて８５０℃～１２００℃の温度域で仕上げ圧延を行う。
　Ｋ’／Ｓｉ＊≧２．５・・・（１）
　ここで、Ｓｉ≧０．３５のときはＳｉ＊＝１４０√Ｓｉとし、Ｓｉ＜０．３５のときはＳｉ＊＝８０とする。なお、Ｓｉは鋼板のＳｉ含有量（質量％）を表す。
　また、上記式（１）におけるＫ’は下記式（２）で表される。
　Ｋ’＝Ｄ×（ＤＴ－９３０）×１．５＋Σ（（ＦＴｎ－９３０）×Ｓｎ）・・・（２）
　ここで、Ｄは仕上げ圧延開始前の水圧デスケーリングの時間当たりの吹き付け量（ｍ３／ｍｉｎ）、ＤＴは仕上げ圧延開始前の水圧デスケーリングを行う際の鋼板温度（℃）、ＦＴｎは仕上げ圧延のｎ段目における鋼板温度（℃）、Ｓｎは仕上げ圧延のｎ－１段目とｎ段目の間に水をスプレー上に鋼板に吹き付けるときの時間当たりの吹き付け量（ｍ３／ｍｉｎ）である。
　Ｓｉ＊はスケール起因の凹凸の生じやすさを示す鋼板成分に関するパラメータである。鋼板成分のＳｉ量が多いと、熱間圧延時に表層に生成するスケールは、比較的デスケーリングされやすく鋼板に凹凸を作りにくいウスタイト（ＦｅＯ）から、鋼板に根を張るように成長して凹凸を作りやすいファイアライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）に変化する。そのため、Ｓｉ量は大きいほど、すなわちＳｉ＊は大きいほど表層の凹凸が形成しやすい。ここで、Ｓｉ添加による表層の凹凸の形成しやすさはＳｉを０．３５質量％以上添加した時に特に効果が顕著になる。そのため０．３５質量％以上の添加時にはＳｉ＊はＳｉの関数となるが、０．３５質量％以下では定数となる。
　Ｋ’は凹凸の形成しにくさを示す製造条件のパラメータである。上記式（２）の第１項目は、凹凸の形成を抑制するためには仕上げ圧延開始前に水圧デスケーリングを行う際、水圧デスケーリングの時間当たりの吹き付け量が多いほど、鋼板温度が高いほどデスケーリングの観点で効果的なことを示す。仕上げ圧延開始前に複数のデスケーリングを行う際は、最も仕上げ圧延に近いデスケーリングの値を用いる。
　上記式（２）の第２項目は、仕上げ前のデスケーリングで剥離しきれなかったスケールや、仕上げ圧延中に再度形成したスケールを、仕上げ圧延中にデスケーリングする上での効果を示す項であり、高い温度において、多量の水をスプレー上に鋼板に吹き付けることでよりデスケーリングしやすくなることを示す。
　凹凸の形成しにくさを示す製造条件のパラメータＫ’とスケール傷部の形成しやすさを示す鋼板成分に関するパラメータＳｉ＊の比が２．５以上、又は２．５０以上であれば、凹凸を十分に抑制でき、焼き戻し時の温度ばらつきを抑制することができる。そのため、Ｋ’／Ｓｉ＊を２．５以上とし、好ましくは３．０以上であり、より好ましくは３．５以上である。
　なお、本発明に関する鋼板の好ましい形態である、板幅方向（即ち、圧延方向に直角な方向）に５０ｍｍ間隔で１０か所の位置で測定した表面粗さＲａの標準偏差を０．５μｍ以下にするためには、Ｋ’／Ｓｉ＊が３．０以上（Ｋ’／Ｓｉ＊≧３．０）とすることが好ましい。
　仕上げ圧延に続いて、平均冷却速度５０℃／ｓ以上で冷却を行い、巻き取り温度４５０℃以下で巻き取る。これは、前述した通り、低温変態組織であるベイナイトおよびマルテンサイトを主な組織とすることで、焼鈍後の残留γの形態を制御するためである。ここで、平均冷却速度とは、冷却開始時と巻き取り前の温度の差をその時間で除した値である。平均冷却速度が５０℃／ｓ未満ではフェライト変態が生じ、その後の焼鈍工程での組織形態制御を阻害し、全残留オーステナイトの個数に対する、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合を５０％以上に制御することができない。
　同様に、巻き取り温度が４５０℃超ではフェライト変態が生じ、同様にベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計を全体の２０％以上とすることが難しくなる。また、巻き取り温度が４５０℃超では、全残留オーステナイトの個数に対する、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合を５０％以上に制御することができない。この観点から、巻き取り温度を４５０℃以下とし、好ましくは４００℃以下、更に好ましくは２００℃以下とする。また、巻き取り温度を４５０℃以下とすることは、巻き取り後に鋼板表面で内部酸化物が形成され、表層の粗さが大きくなることを抑制する効果もある。
　このようにして製造した高強度鋼板に、鋼板表面の酸化物を除去する目的で酸洗を施す。酸洗処理は、例えば、３～１０％濃度の塩酸に８５℃～９８℃の温度で２０秒～１００秒で行えばよい。
　また、製造した熱延鋼板に形状矯正を目的に圧下率２０％以下の軽圧下を施してもよい。しかしながら、軽圧下の圧下率が２０％超となると、焼鈍過程で再結晶が生じ、低温変態組織からの焼鈍時に得られる形態制御の効果が得られなくなることから、軽圧下を施す場合であっても圧下率は２０％以下とする。軽圧下は酸洗工程の前に実施しても良いし、後に実施してもよい。酸洗工程後に軽圧下を行うと、表層の粗さをより低減できる効果がある。本発明において好ましい形態である、表面粗さＲａを板幅方向（即ち、圧延方向に直角な方向）に５０ｍｍ間隔で１０か所の位置において測定したとき、表面粗さＲａの標準偏差０．５μｍ以下を満たすには、酸洗工程後に軽圧下を行う必要がある。
　得られた鋼板に対して焼鈍処理を行う。
　焼鈍工程では、加熱温度を以下の式で計算されるＡｃ１点～Ａｃ３点－１０℃とする。
　Ａｃ１＝７２３－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ
　Ａｃ３＝８７９－３４６×Ｃ＋６５×Ｓｉ－１８×Ｍｎ＋５４×Ａｌ・・（９）
　加熱時には低温変態組織のラス間などに生成した炭化物からフェライト－オーステナイト変態が生じ、板状のオーステナイトが生成する。オーステナイト変態しなかった領域は高温で焼き戻された低温変態組織（焼き戻しマルテンサイトや焼き戻しベイナイト）と考えることもできるが、転位密度は焼き戻しにより大きく減少しており、下部組織も不明瞭となっていることから、焼鈍後の組織観察においてフェライトとして評価させる領域である。そのため、ここでもフェライトと呼称する。なお、焼鈍後の組織観察において焼き戻しマルテンサイトやベイナイトと評価される領域は、加熱で生成したオーステナイトが後述する１５０℃～５５０℃での保持中にベイナイト変態やマルテンサイト変態することで生成した組織を主に指す。
　加熱温度をＡｃ１点～Ａｃ３点－１０℃とする理由は、フェライトの面積率を２０％～７０％とするために、適切なフェライト－オーステナイト変態分率とするためである。加熱時間は１０秒～１０００秒とする。保持時間が１秒未満であると、鋼中のセメンタイトが溶け残り、鋼板の特性が劣化する懸念がある。この効果は１０００秒超で飽和し、生産性の低下につながることから、保持時間は１０００秒を上限とする。
　その後、１５０℃～５５０℃の間で１０秒から１０００秒間保持する。
　この温度域では、オーステナイトの一部をベイナイト変態やマルテンサイト変態させ、ベイナイト変態に伴い固溶炭素をオーステナイトに吐き出させることや、マルテンサイトの焼き戻しに伴い固溶炭素をオーステナイトに吐き出させることで、オーステナイトを安定化させる効果がある。１５０℃以下ではオーステナイトの大部分がマルテンサイト変態し、十分な残留オーステナイト量を得ることができない。一方、５５０℃以上では、パーライト変態が生じ、残留オーステナイトを十分に安定化できない。保持時間が１０秒未満では、炭素の拡散が十分に起きず、残留オーステナイトを十分に安定化できない。１０００秒超では、残留オーステナイトを安定化させる効果が飽和し、生産性が低下する。
　なお、この温度域に保持する間に、当該温度域内で加熱したり冷却したりしてもよい。例えば、一度２５０℃以下の温度域に低下させて残留オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させた後、４００℃程度の温度域に再加熱すると、マルテンサイトがベイナイト変態の核生成サイトとなり、ベイナイト変態を加速する効果が得られる。
　また、この温度域において、溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっき工程における亜鉛めっき浴温度や亜鉛めっき浴組成などのめっき条件としては、一般的な条件を用いることができ、特に制限はない。例えば、めっき浴温は４２０～５００℃、鋼板の侵入板温は４２０～５００℃、浸漬時間は５秒以下でよい。めっき浴は、Ａｌを０．０８～０．２％含有するめっき浴が好ましいが、その他、不純物のＦｅ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｐｂ等を含有してもよい。また、溶融亜鉛めっきの目付量を、ガスワイピング等の公知の方法で制御することが好ましい。目付量は、通常は、片面あたり５ｇ／ｍ２以上であれば良いが、２５～７５ｇ／ｍ２が好ましく、より好ましくは２０～１２０ｇ／ｍ２とする。
　合金化処理を行う場合は、常法にしたがって行えばよいが、合金化処理温度は４６０～５５０℃とすることが好ましい。合金化処理が４６０℃未満であると、合金化速度が遅くなり生産性を損なうばかりでなく、合金化処理むらが発生するので、合金化処理温度は４６０℃以上とすることが好ましい。一方、合金化処理温度が５５０℃を超えると、パーライト変態が生じ、残留オーステナイトを十分に安定化できない。
　また合金化処理は、溶融亜鉛めっき層中の鉄濃度が６．０質量％以上となるような条件で行うことが好ましい。
　溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきを施さなかった場合、上記のように製造した鋼板に、電気亜鉛めっき層を形成してもよい。電気亜鉛めっき層は、従来公知の方法により形成できる。
　上述の製造方法により、本実施形態に係る高強度鋼板を製造することができる。
　以下に本発明に係る高強度鋼板を、例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、以下の実施例は本発明の高強度鋼板の例であり、本発明の高強度鋼板は以下の態様に限定されるものではない。以下に記載する実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、これらの一条件例に制限されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用することができる。
　表１に示す化学成分の鋼を鋳造し、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却した後に再加熱し、１２００℃～１３５０℃の温度範囲に加熱し、その後、１１００℃以上の温度でスラブを粗圧延して粗圧延板を作製した。なお、表１において、発明範囲外の値には下線を付した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　粗圧延板に対して、表２に記載の条件で全段７段からなる多段仕上げ圧延を施した。
　その後、表３に記載の各条件で仕上げ圧延後の冷却及び巻き取りを施した。
　その後、全条件に対して酸洗を行ったが、一部の条件については酸洗の前または後工程で軽圧下を実施した。その後、加熱速度３０℃／ｓ～１５０℃／ｓの速度で表３に記載の加熱温度まで昇温した。加熱後、表３に記載の時間、加熱温度で保持した。その後、条件Ａでは、５０～１００℃／ｓで２５０℃まで冷却し、４００℃再加熱した後、３００秒保持した。条件Ｂでは５０～１００℃／ｓで３６０℃まで冷却し、５０秒保持した。比較例である条件Ｃでは、１００℃／ｓで１００℃まで冷却し、３００秒保持した。
　その後、一部の条件は合金化溶融亜鉛めっきや溶融亜鉛めっきを施した。めっき工程においては、鋼板は４００℃～５２０℃の温度域にあった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた高強度鋼板に対して、次の方法で金属組織を観察した。
　まず、ナイタール試薬及び特開昭５９－２１９４７３号公報に開示の試薬を用いて、圧延方向に平行且つ表面に垂直な断面を腐食した。断面の腐食について、具体的には、１００ｍｌのエタノールに１～５ｇのピクリン酸を溶解した溶液をＡ液とし、１００ｍｌの水に１～２５ｇのチオ硫酸ナトリウムおよび１～５ｇのクエン酸を溶解した溶液をＢ液とし、Ａ液とＢ液とを１：１の割合で混合して混合液とし、この混合液の全量に対して１．５～４％の割合の硝酸を更に添加して混合した液を前処理液とした。また、２％ナイタール液に、２％ナイタール液の全量に対して１０％の割合の上記前処理液を添加して混合した液を後処理液とした。圧延方向に平行且つ表面に垂直な断面を上記前処理液に３～１５秒浸漬し、アルコールで洗浄して乾燥した後、上記後処理液に３～２０秒浸漬した後、水洗し、乾燥することで、上記断面を腐食した。
　次に、鋼板表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置において、走査型電子顕微鏡を用いて倍率１０００～１０００００倍で、４０μｍ×３０μｍの領域を少なくとも３領域観察することによって、金属組織の同定、存在位置の確認、及び、面積分率の測定を行った。
　なお、「ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の合計の面積分率は、「上部ベイナイト」および「下部ベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイト」の面積分率を測定することで得た。
　輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断した。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をフレッシュマルテンサイトまたは残留オーステナイトと判断した。フレッシュマルテンサイトの面積分率は、ＦＥ－ＳＥＭで観察される腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求めた。
　パーライトは、ＦＥ－ＳＥＭによる観察において、パーライトとフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトとを明瞭に区別することができるので、この方法により面積率を求めた。
　残留オーステナイトの面積分率はＸ線回折により測定した。まず、鋼板の板厚の１／４深さ位置における、圧延方向に平行且つ表面に垂直な断面において、Ｃｏ－Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて算出することで残留オーステナイトの面積分率を得た。
　鋼板内部の鋼組織に含まれる残留オーステナイト粒のアスペクト比および長径は、ＦＥ－ＳＥＭを用いて結晶粒を観察し、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）により高分解能結晶方位解析を行い、評価した。
　まず、鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨して鏡面に仕上げた。次いで、観察面における表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲の一つないし複数の観察視野において、合計で２．０×１０－９ｍ２以上（複数視野及び同一視野のいずれでも可）の面積についてＥＢＳＤ法による結晶構造解析を行った。次に、上記の方法により測定した残留オーステナイト粒の結晶方位から、測定エラーを避けるため、長軸長さが０．１μｍ以上のオーステナイトのみを抜き出して、結晶方位マップを描いた。１０°以上の結晶方位差を生じる境界を残留オーステナイト粒の結晶粒界とみなした。アスペクト比は、残留オーステナイト粒の長軸長さを短軸長さで除した値とした。長径は、残留オーステナイト粒の長軸長さとした。測定に当たってＥＢＳＤ法により得られたデータの解析には、ＴＳＬ社製の「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｙｓ　６．０」を用いた。また、評点間距離（ｓｔｅｐ）は０．０１～０．２０μｍとした。観察結果から、ＦＣＣ鉄と判断される領域を残留オーステナイトとした。この結果から、１／８厚～３／８厚の範囲において全残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合を求めた。
　圧延方向に平行且つ表面に垂直な断面の板厚１／４位置におけるフェライトの面積率を、上述の方法に従って求めた。同様の方法で、板幅方向に５０ｍｍ間隔で、１０か所でフェライトの面積率を求め、面積率の標準偏差を算出した。
　板幅方向に５０ｍｍ間隔で１０か所の位置で測定される表面粗さＲａの標準偏差は、以下の手順で求めた。接触式粗さ計（Ｍｉｔｕｔｏｙｏ製サーフテストＳＪ－５００）を用いて、各測定位置において、板幅方向に５ｍｍの長さにわたって粗さ曲線を取得し、ＪＩＳ　Ｂ０６０１：２００１に記載の方法で算術平均粗さＲａを求めた。このようにして求めた各測定位置での算術平均粗さＲａの値を用いて、表面粗さＲａの標準偏差を求めた。
　引張強度は、高強度鋼板から、板幅方向が長手方向となるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張強さＴＳ（ＭＰａ）、突合せ伸び（全伸び）ＥＬ（％）を求めた。採取は、鋼板の、板幅方向に５０ｍｍ間隔の１０か所の位置から行った。１０の試験片の引張強さの平均値を鋼板の引張強さＴＳとみなし、ＴＳ≧７８０ＭＰａを満たした場合、高強度熱延鋼板であるとして合格とした。
　また、板幅方向に５０ｍｍ間隔で１０か所の位置におけるＴＳ及びＥＬの標準偏差を求めた。ＴＳの標準偏差が５０ＭＰａ以下であり、且つＥＬの標準偏差が１％以下である鋼板を、材質安定性に優れた鋼板と判定した。
　穴広げ率は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ　Ｔ　１００１－１９９６記載の試験方法に準拠した穴広げ試験により評価した。
　曲げ試験はＪＩＳ　Ｚ２２４８（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して曲げ加工を行い、曲げＲ（ｍｍ）は０．５ｍｍピッチで試験を行った。
　また、板幅方向に５０ｍｍ間隔で１０か所の位置でＲ／ｔを測定し、その標準偏差を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４及び表５において、発明範囲外の値には下線を付した。表に示すように、本発明の条件を充足する実施例では引張強度、伸び、穴広げ性（伸びフランジ性）、曲げ性、引張強度のばらつき、及び、伸びのばらつきの全てに優れていた。一方、本発明の条件を少なくとも一つは充足しない比較例では、引張強度、伸び、穴広げ性（伸びフランジ性）、曲げ性、引張強度のばらつき、及び、伸びのばらつきのうち、少なくとも一つの特性が十分ではなかった。
　具体的には、比較例９及び比較例１０ではフェライト面積率の標準偏差が大きくなり、ＴＳ標準偏差、及びＥＬ標準偏差が不合格となった。これは、Ｋ’／Ｓｉ＊が不足する条件で熱間圧延が行われたからであると推定される。
　比較例１１では、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの割合が不足し、穴広げ性が損なわれた。これは、仕上圧延後の平均冷却速度が不足したからであると推定される。
　比較例１２では、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの割合が不足し、穴広げ性が損なわれた。これは、仕上圧延後の巻取温度が高すぎたからであると推定される。
　比較例１３では、フェライト面積率が過剰となり、その他の組織の面積率が不足し、引張強さが不足した。これは、焼鈍工程における加熱温度が、鋼材ＡのＡｃ１点を下回ったからであると推定される。
　比較例１４では、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの割合が不足し、穴広げ性が損なわれた。これは、鋼板の焼鈍前に鋼板に行われた軽圧下の圧下率が過剰だったからであると推定される。
　比較例１６では、残留オーステナイト量が不足し、全伸び及び穴広げ性が損なわれた。これは、焼鈍工程における保持パターンが不適切であった、即ち保持温度が低すぎたからであると推定される。
　比較例３１及び比較例３２は、Ｓｉ量が不足していた。そのため、比較例３１及び比較例３２では残留オーステナイト量が不足し、全伸び及び穴広げ性が損なわれた。
１　　　高強度鋼板（鋼板）
１１　　表面（圧延面）
１２　　圧延方向に平行且つ表面に垂直な断面
１２１　圧延方向に平行且つ表面に垂直な断面の板厚１／４位置
１３　　残留オーステナイトの測定面
１３１　残留オーステナイトの測定面における、表面（圧延面）から１／８厚～３／８厚の範囲
ＲＤ　　圧延方向（Ｒｏｌｌｉｎｇ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）
ＴＤ　　板厚方向（Ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）
ＷＤ　　板幅方向（Ｗｉｄｔｈ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）

Claims (3)

  1. 　化学成分として、質量％で、
    　　Ｃ：０．０３０～０．２８０％、
    　　Ｓｉ：０．５０～２．５０％、
    　　Ｍｎ：１．００～４．００％、
    　　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    　　Ｐ：０．１００％以下、
    　　Ｓ：０．０２００％以下、
    　　Ｎ：０．０１０００％以下、
    　　Ｏ：０．０１００％以下、
    　　Ｂ：０～０．０１０％、
    　　Ｔｉ：０～０．２０％、
    　　Ｎｂ：０～０．２０％、
    　　Ｖ：０～１．０００％、
    　　Ｃｒ：０～１．０００％、
    　　Ｍｏ：０～１．０００％、
    　　Ｃｕ：０～１．０００％、
    　　Ｃｏ：０～１．０００％、
    　　Ｗ：０～１．０００％、
    　　Ｎｉ：０～１．０００％、
    　　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　　ＲＥＭ：０～０．０１００％、
    　　Ｚｒ：０～０．０１００％、及び
    　　残部：Ｆｅ及び不純物
    を含み、
    　金属組織が、面積率で、
    　　フェライト：２０％～７０％、
    　　残留オーステナイト：５％～４０％、
    　　フレッシュマルテンサイト：０％～３０％、
    　　焼き戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：２０％～７５％、及び
    　　パーライト及びセメンタイトの合計：０％～１０％
    からなり、
    　表面から１／８厚～３／８厚の範囲において、全残留オーステナイトの個数に対する、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が５０％以上であり、
    　圧延方向に平行且つ前記表面に垂直な断面の板厚１／４位置において、板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定されたフェライトの面積率の標準偏差が１０％未満であり、
    　引張強度が７８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする高強度鋼板。
  2. 　前記板幅方向に５０ｍｍ間隔で１０か所の位置において、表面粗さＲａの標準偏差が０．５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記化学成分として、質量％で、
    　Ｂ：０．００１％～０．０１０％、
    　Ｔｉ：０．０１～０．２０％、
    　Ｎｂ：０．０１～０．２０％、
    　Ｖ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｃｒ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｍｏ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｃｕ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｃｏ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｗ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｎｉ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｃａ：０．０００３％～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１００％、及び
    　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１００％
    　からなる群から構成される少なくとも１種を含有する
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
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