WO2022259837A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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潤也 戸畑
勇樹 田路
秀和 南
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet with excellent tensile strength and delayed fracture resistance and a method for manufacturing the same.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can be suitably used as structural members such as automobile parts.
  • frame parts such as bumpers of automobiles are required to have excellent impact absorption at the time of collision, so it is preferable to use a steel plate having excellent YR, which correlates with impact absorption.
  • delayed fracture means that when a molded part is placed in an environment where hydrogen penetrates, hydrogen penetrates into the steel sheet that composes the part, reducing the interatomic bonding force and causing local deformation. This is a phenomenon in which microcracks are generated as a result, and breakage occurs as the microcracks propagate. High-strength steel sheets used in automobiles are required to have a wide appropriate clearance range against delayed fracture.
  • Patent Document 1 provides a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent bending workability, and a method for manufacturing the same.
  • the technique described in Patent Literature 1 does not consider YR and the proper clearance range for delayed fracture.
  • none of the steel sheets described in Patent Document 1 achieves YR ⁇ 85%.
  • Patent Document 2 provides a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more and excellent resistance to delayed fracture at sheared edges, and a method for manufacturing the same.
  • the technique described in Patent Literature 2 does not consider the appropriate clearance range for delayed fracture.
  • Patent Document 3 provides a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1100 MPa or more and excellent YR, surface properties and weldability, and a method for manufacturing the same.
  • the technique described in Patent Literature 3 does not consider the appropriate clearance range for delayed fracture.
  • the present invention was developed in view of such circumstances, and an object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having a TS of 1320 MPa or more, a YR of 85% or more, and an excellent appropriate clearance range for delayed fracture, and a method for producing the same. .
  • a TS of 1320 MPa or more can be realized by making the tempered martensite content 85% or more.
  • Retained austenite is less than 5%
  • KAM(S)/KAM(C) is less than 1.00
  • Hv(Q)-Hv(S) is 8 or more, so that 85% or more YR can be realized.
  • KAM(S)/KAM(C) is set to less than 1.00 and Hv(Q)-Hv(S) to be 8 or more, an excellent appropriate clearance range against delayed fracture can be realized.
  • the present invention has been made based on the above findings. That is, the gist and configuration of the present invention are as follows. [1] % by mass, C: 0.15% or more and 0.45% or less, Si: 0.10% or more and 2.00% or less, Mn: 0.5% or more and 3.5% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.010% or more and 1.000% or less, N: 0.0100% or less, H: 0.0020% or less, a component composition with the balance being Fe and unavoidable impurities; Tempered martensite has an area fraction of 85% or more, Retained austenite is less than 5% by volume, The total area fraction of ferrite and bainitic ferrite is 10% or less, A high-strength steel sheet having a structure that satisfies the following formulas (1) and (2).
  • KAM(S) is the KAM (Kernel Average Misorientation) value of the surface layer of the steel sheet
  • KAM(C) is the KAM value of the center of the steel sheet.
  • Hv(Q) indicates the hardness of the 1/4 portion of the plate thickness
  • Hv(S) indicates the hardness of the surface layer of the steel plate.
  • a component composition in mass%, Ti: 0.100% or less, B: 0.0100% or less, Nb: 0.100% or less, Cu: 1.00% or less, Cr: 1.00% or less, V: 0.100% or less, Mo: 0.500% or less, Ni: 0.50% or less, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, As: 0.100% or less, Ta: 0.100% or less, Ca: 0.0200% or less, Mg: 0.0200% or less, Zn: 0.020% or less, Co: 0.020% or less, Zr: 0.020% or less, REM: The high-strength steel sheet according to [1], containing one or more elements selected from 0.0200% or less.
  • [3] The high-strength steel sheet according to [1] or [2], which has a plating layer on the surface of the steel sheet.
  • [4] A method for producing a high-strength steel sheet according to [1] or [2] above, Cold-rolled steel sheets produced by subjecting steel slabs to hot rolling, pickling and cold rolling, The temperature T1 is 850° C. or higher and 1000° C. or lower, After annealing under the condition that the holding time t1 at T1 is 10 seconds or more and 1000 seconds or less, Cool to 100° C. or less, Starting processing within an elapsed time t2 of 1000 seconds or less after reaching 100° C., The processing has a starting temperature T2 of 80° C.
  • the temperature T3 is 100° C. or higher and 400° C. or lower, Tempering under the condition that the holding time t3 at T3 is 1.0 seconds or more and 1000.0 seconds or less, A method for producing a high-strength steel sheet, wherein the cooling rate ⁇ 1 from T3 to 80°C is 100°C/sec or less.
  • strain is applied by processing in two or more steps, and processing is performed under the condition that the total equivalent plastic strain of each processing is 0.10% or more.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength steel sheet having a TS of 1320 MPa or more, a YR of 85% or more, and an excellent appropriate clearance range against delayed fracture. Further, by applying the high-strength steel sheet of the present invention to automobile structural members, for example, it is possible to improve fuel consumption by reducing the weight of the vehicle body. Therefore, the industrial utility value is extremely large.
  • C 0.15% or more and 0.45% or less C is one of the important basic components of steel, and particularly in the present invention, it is an important element that affects TS. If the C content is less than 0.15%, it becomes difficult to achieve a TS of 1320 MPa or more. Therefore, the C content should be 0.15% or more.
  • the C content is preferably 0.16% or more.
  • the C content is more preferably 0.17% or more.
  • the C content is more preferably 0.18% or more.
  • the C content is most preferably 0.19% or more.
  • the C content is preferably 0.40% or less.
  • the C content is more preferably 0.35% or less.
  • the C content is more preferably 0.30% or less.
  • the C content is most preferably 0.26% or less.
  • Si 0.10% or more and 2.00% or less Si is one of the important basic components of steel, and particularly in the present invention, it is an important element that affects TS and retained austenite. If the Si content is less than 0.10%, it becomes difficult to achieve a TS of 1320 MPa or more. Therefore, the Si content should be 0.10% or more.
  • the Si content is preferably 0.15% or more.
  • the Si content is more preferably 0.20% or more.
  • the Si content is more preferably 0.30% or more.
  • the Si content is most preferably 0.40% or more.
  • the Si content should be 2.00% or less.
  • the Si content is preferably 1.80% or less.
  • the Si content is more preferably 1.60% or less.
  • the Si content is more preferably 1.50% or less.
  • the Si content is most preferably 1.20% or less.
  • Mn 0.5% or more and 3.5% or less Mn is one of the important basic components of steel, and particularly in the present invention, it is an important element that affects the ferrite fraction and the bainite fraction. If the Mn content is less than 0.5%, the ferrite fraction and bainite fraction increase, making it difficult to achieve a TS of 1320 MPa or more and a YR of 85% or more. Become. Therefore, the Mn content should be 0.5% or more.
  • the Mn content is preferably 0.7% or more.
  • the Mn content is more preferably 1.0% or more.
  • the Mn content is more preferably 1.1% or more.
  • the Mn content is most preferably 1.5% or more.
  • the Mn content should be 3.5% or less.
  • the Mn content is preferably 3.3% or less.
  • the Mn content is more preferably 3.1% or less.
  • the Mn content is more preferably 3.0% or less.
  • the Mn content is most preferably 2.8% or less.
  • the P content should be 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.080% or less.
  • the P content is more preferably 0.060% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, it is preferably 0.001% or more due to production technology restrictions.
  • the S content should be 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0100% or less.
  • the S content is more preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, it is preferably 0.0001% or more due to production technology restrictions.
  • Al 0.010% or more and 1.000% or less
  • the Al content must be 0.010% or more. Therefore, the Al content should be 0.010% or more.
  • the Al content is preferably 0.012% or more.
  • Al content is more preferably 0.015% or more.
  • the Al content is more preferably 0.020% or more.
  • the Al content should be 1.000% or less.
  • the Al content is preferably 0.500% or less.
  • Al content is more preferably 0.100% or less.
  • the N content should be 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0080% or less.
  • the N content is more preferably 0.0070% or less.
  • the N content is more preferably 0.0060% or less.
  • the N content is most preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, it is preferably 0.0010% or more due to production technology restrictions.
  • the H content should be 0.0020% or less.
  • the H content is preferably 0.0015% or less.
  • the H content is more preferably 0.0010% or less.
  • the lower limit of the H content is not particularly limited, it may be 0% because the smaller the H content, the better the appropriate clearance range against delayed fracture.
  • the high-strength steel sheet of the present invention further has, in mass%, Ti: 0.100% or less, B: 0.0100% or less, Nb: 0.100% or less, Cu: 1.00% or less, Cr: 1.00% or less, V: 0.100% or less, Mo: 0.500% or less Ni: 0.50% or less Sb: 0.200% or less Sn: 0.200% or less As: 0.100% or less Ta: 0.100% or less Ca: 0.100% or less 0200% or less, Mg: 0.0200% or less, Zn: 0.020% or less, Co: 0.020% or less, Zr: 0.020% or less, REM: It is preferable to contain one or more elements selected from 0.0200% or less.
  • Ti 0.100% or less
  • the Ti content is preferably 0.075% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.050% or less.
  • the Ti content is more preferably less than 0.050%.
  • the inclusion of Ti increases the strength of the steel sheet, making it easier to achieve a TS of 1320 MPa or more.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.005% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.010% or more.
  • B 0.0100% or less
  • the B content is preferably 0.0080% or less.
  • the B content is more preferably 0.0050% or less.
  • the inclusion of B increases the strength of the steel sheet, making it easier to achieve a TS of 1320 MPa or more.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is more preferably 0.0002% or more.
  • Nb 0.100% or less
  • the Nb content is preferably 0.090% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.050% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.030% or less.
  • the inclusion of Nb increases the strength of the steel sheet, making it easier to achieve a TS of 1320 MPa or higher.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.002% or more.
  • the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably 0.50% or less.
  • containing Cu suppresses penetration of hydrogen into the steel sheet and improves the appropriate clearance range for delayed fracture. In order to obtain this effect, the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is preferably 0.03% or more.
  • Cu content is more preferably 0.10% or more.
  • Cr 1.00% or less
  • the Cr content is preferably 0.70% or less.
  • the Cr content is more preferably 0.50% or less.
  • Cr not only plays a role as a solid-solution strengthening element, but also stabilizes austenite and suppresses formation of ferrite in the cooling process during continuous annealing, thereby increasing the strength of the steel sheet.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more.
  • the Cr content is more preferably 0.02% or more.
  • V 0.100% or less
  • V content exceeds 0.100%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are formed, and the ultimate deformability of the steel is reduced. Clearance range is reduced. Therefore, when V is added, its content should be 0.100% or less. Preferably, it is 0.060% or less.
  • V increases the strength of the steel sheet. In order to obtain such effects, the V content is preferably 0.001% or more. The V content is more preferably 0.005% or more. The V content is more preferably 0.010% or more.
  • Mo 0.500% or less
  • the Mo content is preferably 0.450% or less.
  • Mo content is more preferably 0.400% or less.
  • Mo not only plays a role as a solid-solution strengthening element, but also stabilizes austenite and suppresses the formation of ferrite in the cooling process during continuous annealing, thereby increasing the strength of the steel sheet.
  • the Mo content is preferably 0.010% or more.
  • Mo content is more preferably 0.020% or more.
  • Ni 0.50% or less
  • the Ni content is preferably 0.45% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.30% or less.
  • Ni stabilizes austenite and suppresses the formation of ferrite in the cooling process during continuous annealing, thereby increasing the strength of the steel sheet.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.02% or more.
  • Sb 0.200% or less
  • the Sb content is preferably 0.100% or less.
  • the Sb content is more preferably 0.050% or less.
  • Sb suppresses the formation of surface layer softening and increases the strength of the steel sheet. In order to obtain such effects, the Sb content is preferably 0.001% or more.
  • the Sb content is more preferably 0.005% or more.
  • Sn 0.200% or less
  • the Sn content is preferably 0.100% or less.
  • the Sn content is more preferably 0.050% or less.
  • Sn suppresses the formation of surface layer softening and increases the strength of the steel sheet. In order to obtain such effects, the Sn content is preferably 0.001% or more.
  • the Sn content is more preferably 0.005% or more.
  • As 0.100% or less
  • As content is preferably 0.060% or less.
  • the As content is more preferably 0.010% or less.
  • the As content is more preferably 0.005% or more.
  • Ta 0.100% or less
  • the Ta content is preferably 0.050% or less.
  • the Ta content is more preferably 0.010% or less.
  • Ta increases the strength of the steel sheet. In order to obtain such effects, the Ta content is preferably 0.001% or more. Ta content is more preferably 0.005% or more.
  • Ca 0.0200% or less
  • the Ca content is preferably 0.0100% or less.
  • Ca is an element used for deoxidation, and is an element effective in making sulfides spherical, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving the appropriate clearance range for delayed fracture. In order to obtain such effects, the content of Ca is preferably 0.0001% or more.
  • Mg 0.0200% or less
  • Mg is an element used for deoxidation, and is an element effective in making the shape of sulfides spherical, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving the proper clearance range for delayed fracture.
  • the content of Mg is preferably 0.0001% or more.
  • Zn 0.020% or less
  • Co 0.020% or less
  • Zr 0.020% or less
  • the contents of Zn, Co and Zr each exceed 0.020%, large amounts of coarse precipitates and inclusions are produced. Since it forms in the steel and lowers the ultimate deformability of the steel, the appropriate clearance range for hole expansion deformation decreases. Therefore, when Zn, Co and Zr are added, their contents should be 0.020% or less.
  • Zn, Co and Zr are all effective elements for making inclusions spherical, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving the appropriate clearance range for delayed fracture. In order to obtain such effects, the contents of Zn, Co and Zr are each preferably 0.0001% or more.
  • REM 0.0200% or less
  • the content of REM is preferably 0.0001% or more.
  • the balance other than the above components is Fe and unavoidable impurities. If the content of the above optional components is less than the lower limit, the effect of the present invention is not impaired. Therefore, if the content of these optional elements is less than the lower limit, these optional elements are included as unavoidable impurities.
  • Tempered martensite 85% or more in terms of area fraction
  • this is an extremely important invention constituent feature.
  • martensite As the main phase, it is possible to achieve a TS of 1320 MPa or more.
  • the area fraction of tempered martensite must be 85% or more. Therefore, the area fraction of tempered martensite is set to 85% or more.
  • the area fraction of tempered martensite is preferably 90% or more.
  • the area fraction of tempered martensite is more preferably 92% or more. More preferably, it is 95% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but the area fraction of tempered martensite may be 100%.
  • tempered martensite is a structure in which the inside of the structure has fine irregularities and which has carbide inside. The tempered martensite can be determined from the average of these values.
  • Retained austenite less than 5% in volume fraction
  • this is a very important invention constituent feature.
  • the volume fraction of retained austenite is 5% or more, it becomes difficult to achieve a YR of 85% or more.
  • the cause of the decrease in YR is that an increase in retained austenite causes a decrease in YS due to deformation-induced transformation of retained austenite. Therefore, retained austenite should be less than 5%. It is preferably 4% or less.
  • the lower limit of the retained austenite is not particularly limited, the retained austenite is preferably as low as possible, and may be 0%.
  • the method for measuring retained austenite is as follows.
  • Retained austenite is obtained by polishing a steel plate from 1/4 part of the plate thickness to a surface of 0.1 mm, and then chemically polishing the surface to 0.1 mm.
  • Total of ferrite and bainitic ferrite 10% or less in terms of area fraction
  • the method for measuring the sum of ferrite and bainitic ferrite is as follows. After polishing the L cross section of the steel plate, 3 vol. % nital, and 1/4 part of the plate thickness (position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) is observed in 10 fields of view at a magnification of 2000 using SEM. In the above tissue images, ferrite and bainitic ferrite are recessed structures with a flat interior. The sum of ferrite and bainitic ferrite can be obtained from the average of those values.
  • KAM(S) is the KAM (Kernel Average Misorientation) value of the surface layer of the steel sheet
  • KAM(C) is the KAM value of the center of the steel sheet.
  • the steel plate surface layer portion is a position moved 100 ⁇ m from the steel plate surface toward the plate thickness central portion side.
  • the central portion of the steel plate is the position of 1/2 of the plate thickness.
  • KAM(S)/KAM(C) should be less than 1.00.
  • the lower limit of KAM(S)/KAM(C) is not particularly limited, it is preferably 0.80 or more due to production technology restrictions.
  • the method for measuring the KAM value is as follows. First, a test piece for structure observation was taken from the cold-rolled steel sheet. Next, the sampled test piece was polished by colloidal silica vibration polishing so that the cross section in the rolling direction (L cross section) was the observation surface. The observation surface was a mirror surface. Electron backscatter diffraction (EBSD) measurements were then performed to obtain local crystallographic orientation data. At this time, the SEM magnification was 3000 times, the step size was 0.05 ⁇ m, the measurement area was 20 ⁇ m square, and the WD was 15 mm. Analysis software: OIM Analysis 7 was used to analyze the obtained local orientation data. The analysis was performed for each of 10 fields of view for the target plate thickness, and the average value was used.
  • EBSD Electron backscatter diffraction
  • Hv(Q)-Hv(S) ⁇ 8 Hv(Q) is the hardness of 1/4 part of the plate thickness
  • Hv(S) is the hardness of the surface layer of the steel plate.
  • the steel plate surface layer portion is a position moved 100 ⁇ m from the steel plate surface toward the plate thickness central portion side.
  • Hv(Q)-Hv(S) should be 8 or more.
  • Hv(Q)-Hv(S) is not particularly limited, it is preferably 30 or less due to production technology restrictions.
  • the preferred ranges of Hv(Q) and Hv(S) are 400-600 and 400-600, respectively.
  • the method for measuring hardness is as follows. First, a test piece for structure observation was taken from the cold-rolled steel sheet. Next, the sampled test piece was polished so that the cross section in the rolling direction (L cross section) was the observation surface. The observation surface was a mirror surface. Then, the hardness was determined using a Vickers tester with a load of 1 kg. The hardness was measured at 10 points at intervals of 20 ⁇ m with respect to the target plate thickness, and the average value of the 8 points was used, excluding the maximum hardness and the minimum hardness.
  • the method of melting the steel material is not particularly limited, and any known melting method such as a converter or an electric furnace is suitable.
  • Steel slabs are preferably produced by continuous casting to prevent macro-segregation.
  • the slab heating temperature, slab soaking holding time and coiling temperature in hot rolling are not particularly limited.
  • Methods for hot rolling steel slabs include a method of rolling after heating the slab, a method of directly rolling the slab after continuous casting without heating, and a method of subjecting the slab after continuous casting to heat treatment for a short period of time before rolling. etc.
  • the slab heating temperature, slab soaking holding time, finish rolling temperature and coiling temperature in hot rolling are not particularly limited, but the slab heating temperature is preferably 1100° C. or higher.
  • the slab heating temperature is preferably 1300° C. or less.
  • the slab soaking holding time is preferably 30 minutes or longer.
  • the slab soaking holding time is preferably 250 minutes or less.
  • the finish rolling temperature is preferably the Ar 3 transformation point or higher.
  • the winding temperature is preferably 350° C. or higher.
  • the winding temperature is preferably 650°C or lower.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured in this way is pickled. Since pickling can remove oxides from the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion treatability and plating quality in the final high-strength steel sheet. Also, the pickling may be performed once, or may be divided into a plurality of times. Further, the hot-rolled pickling-treated sheet may be cold-rolled, or the cold-rolled sheet may be heat-treated and then cold-rolled.
  • the rolling reduction in cold rolling and the sheet thickness after rolling are not particularly limited, the rolling reduction in cold rolling is preferably 30% or more.
  • the rolling reduction in cold rolling is preferably 80% or less.
  • the number of rolling passes and the rolling reduction of each pass are not particularly limited, and the effects of the present invention can be obtained.
  • the cold-rolled steel sheet obtained as described above is annealed. Annealing conditions are as follows.
  • Annealing temperature T1 850° C. or higher and 1000° C. or lower
  • this is an extremely important invention constituent feature.
  • the annealing temperature T1 is set to 850° C. or higher.
  • T1 is preferably 860° C. or higher.
  • T1 is more preferably 870° C. or higher.
  • the annealing temperature T1 is set to 1000° C. or lower.
  • Annealing temperature T1 is preferably 970° C. or lower.
  • T1 is more preferably 950° C. or less.
  • Holding time t1 at annealing temperature T1 10 seconds or more and 1000 seconds or less This is an extremely important invention constituent feature in the present invention.
  • the holding time t1 at the annealing temperature T1 is set to 10 seconds or longer.
  • the holding time t1 at the annealing temperature T1 is preferably 30 seconds or more.
  • t1 is more preferably 45 seconds or longer.
  • t1 is more preferably 60 seconds or longer.
  • the holding time t1 at the annealing temperature T1 is set to 1000 seconds or less.
  • the holding time t1 at the annealing temperature T1 is preferably 800 seconds or less.
  • t1 is more preferably 500 seconds or less.
  • Cooling down to 100°C or lower after annealing In the cooling process down to 100°C or lower, austenite is transformed into martensite. In order to obtain 85% or more martensite, it is necessary to cool to 100°C or less after annealing. Therefore, it cools to 100 degrees C or less after annealing.
  • the lower limit of the cooling completion temperature is not particularly limited, it is preferably 0° C. or higher due to production technology restrictions.
  • Elapsed time t2 from the time the temperature reaches 100° C. to the start of processing 1000 seconds or less
  • the elapsed time t2 from the time when the temperature reaches 100° C. to the start of working exceeds 1000 seconds, aging of the martensite structure progresses, and the amount of strain introduced into the steel sheet surface layer and the steel sheet center due to working changes.
  • KAM(S)/KAM(C) becomes 1.00 or more, and the proper clearance range for YR and delayed fracture decreases. Therefore, the elapsed time t2 from the time when the temperature reaches 100° C. to the start of processing is set to 1000 seconds or less.
  • the elapsed time t2 from the time when the temperature reaches 100° C. to the start of processing is preferably 900 seconds or less. t2 is more preferably 800 seconds or less.
  • the lower limit of the elapsed time t2 from the time when the temperature reaches 100° C. to the start of processing is not particularly limited, it is preferably 5 seconds or more due to production technology restrictions. As a result of investigation by the inventor, it was found that the elapsed time from the time when the temperature reaches 100° C. to the end of working does not affect the amount of strain introduced into the steel sheet surface layer portion and the steel plate center portion due to working.
  • Processing start temperature T2 is 80° C. or less This is an extremely important invention constituent feature in the present invention.
  • the working start temperature T2 exceeds 80 ° C., the steel plate is soft, so the amount of strain introduced into the steel plate surface layer and the steel plate center due to working changes, and KAM (S) / KAM (C) is 1.00 or more.
  • the processing start temperature T2 is set to 80° C. or lower.
  • the processing start temperature T2 is preferably 60° C. or lower.
  • T2 is more preferably 50° C. or less.
  • the lower limit of the processing start temperature T2 is not particularly limited, it is preferably 0° C. or higher due to restrictions on production technology.
  • Equivalent plastic strain 0.10% or more and 5.00% or less In the present invention, this is an extremely important invention constituent feature. If the equivalent plastic strain is less than 0.10%, the working amount is insufficient, KAM(S)/KAM(C) is 1.00 or more, and the appropriate clearance range for YR and delayed fracture is lowered. Therefore, the equivalent plastic strain should be 0.10% or more.
  • the plastic equivalent strain is preferably 0.15% or more.
  • the plastic equivalent strain is more preferably 0.20% or more. When the equivalent plastic strain exceeds 5.00%, the effect of processing becomes equal at the steel plate surface and the steel plate center, and KAM (S) / KAM (C) is 1.00 or more, and the appropriate clearance range for YR and delayed fracture decreases.
  • the equivalent plastic strain should be 5.00% or less.
  • the equivalent plastic strain is preferably 4.00% or less.
  • the equivalent plastic strain is more preferably 2.00% or less.
  • the equivalent plastic strain is more preferably 1.00% or less.
  • strain is imparted by working twice or more in the working process before tempering, and the total equivalent plastic strain of each working is 0.10% or more.
  • the equivalent plastic strain in the first processing is less than 0.10%, if the total equivalent plastic strain becomes 0.10% or more in the second and subsequent processing, KAM (S) / KAM (C) It becomes less than 1.00, and the appropriate clearance range for YR and delayed fracture is improved. Therefore, in the working process before tempering, the strain may be imparted by working twice or more, and the total equivalent plastic strain of each working should be 0.10% or more.
  • the time from the time when the temperature reaches 100° C. to the time when the second and subsequent processing is started is not particularly limited. This is because the mobility of dislocations in martensite decreases due to the first working.
  • the representative processing methods for the above processing include temper rolling and a tension leveler.
  • the equivalent plastic strain in temper rolling is the elongation rate of the steel sheet, and can be obtained from the change in length of the steel sheet before and after working.
  • the method of calculating the equivalent plastic strain of the steel sheet during leveling was calculated by the method of Reference 1 below. The following data inputs were used in the calculations, and the work hardening behavior of the material was assumed to be linear hardening elastoplastic, ignoring Bausinger hardening and tension reduction due to bend loss. Misaka's formula was used as the processing curvature formula.
  • Tempering temperature T3 100° C. or higher and 400° C. or lower In the present invention, this is an extremely important invention constituent feature.
  • the tempering temperature T3 is set to 100° C. or higher.
  • Tempering temperature T3 is preferably 150° C. or higher.
  • T3 is more preferably 170° C. or higher.
  • T3 is more preferably 200° C. or higher.
  • the tempering temperature T3 is set to 400° C. or lower.
  • Tempering temperature T3 is preferably 350° C. or lower.
  • T3 is more preferably 300° C. or less.
  • T3 is more preferably 280° C. or less.
  • Holding time t3 at tempering temperature T3 1.0 seconds or more and 1000.0 seconds or less This is an extremely important invention constituent feature in the present invention.
  • the holding time t3 at the tempering temperature T3 is set to 1.0 seconds or longer.
  • the holding time t3 at the tempering temperature T3 is preferably 5.0 seconds or longer.
  • t3 is more preferably 50.0 seconds or more.
  • t3 is more preferably 100.0 seconds or more.
  • the holding time t3 at the tempering temperature T3 is set to 1000.0 seconds or less.
  • the holding time t3 at the tempering temperature T3 is preferably 800.0 seconds or less.
  • t3 is more preferably 600.0 seconds or less.
  • t3 is more preferably 500.0 seconds or less.
  • Cooling rate ⁇ 1 from tempering temperature T3 to 80° C. 100° C./sec or less This is an extremely important constituent feature of the present invention.
  • the cooling rate ⁇ 1 from the tempering temperature T3 to 80° C. exceeds 100° C./sec, the diffusion distance of carbon is short, so the hardness of the steel plate surface and the steel plate interior becomes small, and Hv(Q) ⁇ Hv(S) becomes It becomes less than 8, and the proper clearance range for YR and delayed fracture is lowered. Therefore, the cooling rate ⁇ 1 from the tempering temperature T3 to 80°C is set to 100°C/sec or less.
  • the cooling rate ⁇ 1 from the tempering temperature T3 to 80°C is preferably 50°C/sec or less.
  • the lower limit of the cooling rate ⁇ 1 from the tempering temperature T3 to 80° C. is not particularly limited, it is preferably set to 10° C./second or more due to production technology restrictions.
  • Cooling below 80°C does not need to be specified, and may be cooled to the desired temperature by any method. It should be noted that the desired temperature is desirably about room temperature.
  • the above high-strength steel sheet may be worked again under the condition that the equivalent plastic strain amount is 0.10% or more and 5.00% or less. Further, the processing to achieve the target equivalent plastic strain amount may be performed at once, or may be performed in several steps.
  • the high-strength steel sheet may be plated during or after annealing.
  • the term "during annealing” means from the end of holding t1 at the annealing temperature T1 to the completion of cooling to room temperature after the end of holding t3 at the tempering temperature T3. After annealing means after cooling to room temperature is completed.
  • Examples of the plating treatment during annealing include hot-dip galvanizing treatment during cooling to 100° C. or less after holding at the annealing temperature T1, and treatment in which alloying is performed after hot-dip galvanizing.
  • plating treatment after annealing for example, Zn—Ni electro-alloy plating treatment after cooling to room temperature after finishing t3 holding at tempering temperature T3, or pure Zn electroplating treatment after cooling to room temperature is exemplified.
  • a plating layer may be formed by electroplating, or hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be applied.
  • zinc plating was mainly described, but the type of plating metal such as Zn plating and Al plating is not particularly limited.
  • Other manufacturing method conditions are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, a series of treatments such as the above-mentioned annealing, hot-dip galvanizing, galvanizing treatment, etc. Line). After hot-dip galvanization, wiping is possible in order to adjust the basis weight of the plating.
  • the conditions of plating etc. other than the above-mentioned conditions can be based on the usual method of hot-dip galvanization.
  • processing may be performed again under the condition that the equivalent plastic strain amount is 0.10% or more and 5.00 or less. Further, the processing to achieve the target equivalent plastic strain amount may be performed at once, or may be performed in several steps.
  • Example No. Tests 77, 82, 85, 88, and 91 were discontinued due to slab fracture during the casting process.
  • the tensile properties and delayed fracture resistance properties were evaluated according to the following test methods.
  • KAM value The KAM value of the surface layer of the steel sheet and the KAM value of the center of the steel sheet were obtained according to the method described above.
  • the appropriate clearance range for delayed fracture was obtained by the following method.
  • a test piece of 16 mm ⁇ 75 mm was prepared by shearing with the longitudinal direction perpendicular to the rolling direction. The rake angle during shearing was uniform at 0°, and the shearing clearance was changed to 5, 10, 15, 20, 25, 30, and 35%.
  • Four-point bending was performed according to ASTM (G39-99), and a stress of 1000 MPa was applied to the bending vertex.
  • the stress-applied test piece was immersed in hydrochloric acid of pH 3 at 25° C. for 100 hours.
  • a shear clearance range of less than 10% where cracking does not occur is evaluated as “ ⁇ ”, a range of 10% or more and less than 15% is evaluated as “ ⁇ ”, and a shear clearance range where cracking does not occur is 15% or more is evaluated as “ ⁇ ”.
  • a specimen having a shear clearance range of 10% or more in which cracking does not occur was judged to have an excellent appropriate clearance range for delayed fracture.
  • the examples of the present invention have a TS of 1320 MPa or more, a YR of 85% or more, and an excellent clearance range for delayed fracture.
  • the comparative examples are inferior in one or more of TS, YR, and appropriate clearance range for delayed fracture.

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Abstract

ＴＳが１３２０ＭＰａ以上、ＹＲが８５％以上、かつ、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。　特定の成分を含有し、特定の組織であり、以下の（１）および（２）で規定する式を満たす組織を有する高強度鋼板。　ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）　＜　１．００　・・・・・（１） ここで、ＫＡＭ（Ｓ）は鋼板表層部のＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値、ＫＡＭ（Ｃ）は鋼板中心部のＫＡＭ値を示す。　Ｈｖ（Ｑ）－　Ｈｖ（Ｓ）　≧　８　・・・・・（２）　ここで、Ｈｖ（Ｑ）は板厚１／４部の硬度、Ｈｖ（Ｓ）は鋼板表層部の硬度を示す。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、引張強度および耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の高強度鋼板は、自動車用部品等の構造部材として好適に用いることができる。
　車輌の軽量化によるＣＯ２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用薄鋼板の高強度化が進行しており、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、車体強度の増加を目的として、自動車を形成する主要な構造部品では、引張強度（ＴＳ）で１３２０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。
　自動車に用いられる高強度鋼板には、部品のパフォーマンスの観点から、優れた鋼板の降伏比（ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）が求められる。例えば、自動車のバンパー等の骨格部品では衝突時における衝撃吸収性に優れることが求められるため、衝撃吸収性に相関のあるＹＲに優れる鋼板を用いることが好適である。
　また、自動車の骨格部品にはせん断加工により形成された端面が多く存在する。せん断端面の形態は、せん断クリアランスに依存する。せん断端面の形態は、耐遅れ破壊特性に影響する。ここで、遅れ破壊とは成形後の部品が水素侵入環境下に置かれたとき、水素が部品を構成する鋼板内に侵入し、原子間結合力を低下させることや局所的な変形を生じさせることで微小亀裂が生じ、その微小亀裂が進展することで破壊に至る現象である。自動車に用いられる高強度鋼板には遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が広いことが求められる。
　これらの要求に対し、例えば、特許文献１では、９８０ＭＰa以上の引張強度を有し、曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。しかしながら、特許文献１に記載の技術では、ＹＲおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲については考慮していない。また、特許文献１に記載の鋼板はいずれもＹＲ≧８５％以上を達成していない。
　例えば、特許文献２では、１３２０ＭＰa以上の引張強度を有し、せん断端面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。しかしながら、特許文献２に記載の技術では遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲については考慮していない。
　例えば、特許文献３では、１１００ＭＰａ以上の引張強度を有し、ＹＲ、表面性状および溶接性に優れた高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。しかしながら、特許文献３に記載の技術では、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲については考慮していない。
特許第６３５４９０９号公報 特許第６１１２２６１号公報 特許第６５２５１１４号公報
　本発明は、かかる事情に鑑み開発されたもので、ＴＳが１３２０ＭＰａ以上、ＹＲが８５％以上、かつ、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下のことを見出した。
（１）焼戻マルテンサイトを８５％以上とすることで、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現できる。
（２）残留オーステナイトを５％未満とし、ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）を１．００未満とし、かつ、Ｈｖ（Ｑ）－　Ｈｖ（Ｓ）を８以上とすることで、８５％以上のＹＲを実現できる。
（３）ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）を１．００未満とし、かつ、Ｈｖ（Ｑ）－　Ｈｖ（Ｓ）を８以上とすることで、優れた遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲を実現できる。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１５％以上、０．４５％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、３．５％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上、１．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｈ：０．００２０％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
焼戻マルテンサイトが面積分率で８５％以上、
残留オーステナイトが体積分率で５％未満、
フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で１０％以下、
以下の（１）および（２）で規定する式を満たす組織を有する高強度鋼板。
ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）　＜　１．００　・・・・・（１）
ここで、ＫＡＭ（Ｓ）は鋼板表層部のＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値、ＫＡＭ（Ｃ）は鋼板中心部のＫＡＭ値を示す。
Ｈｖ（Ｑ）－　Ｈｖ（Ｓ）　≧　８　・・・・・（２）
ここで、Ｈｖ（Ｑ）は板厚１／４部の硬度、Ｈｖ（Ｓ）は鋼板表層部の硬度を示す。
［２］成分組成として、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ａｓ：０．１００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する［１］に記載の高強度鋼板。
［３］鋼板表面にめっき層を有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記［１］または［２］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
鋼スラブに熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し作製した冷延鋼板を、
温度Ｔ１が８５０℃以上１０００℃以下であり、
前記Ｔ１での保持時間ｔ１が１０秒以上１０００秒以下である条件で焼鈍した後、
１００℃以下まで冷却し、
１００℃となった時点から経過時間ｔ２が１０００秒以下のうちに加工を開始し、
前記加工は開始温度Ｔ２が８０℃以下であり、
相当塑性歪が０．１０％以上５．００％以下である条件で加工を施した後、
温度Ｔ３が１００℃以上４００℃以下であり、
前記Ｔ３での保持時間ｔ３が１．０秒以上１０００．０秒以下である条件で焼戻し、
前記Ｔ３から８０℃までの冷却速度θ１が１００℃／秒以下である条件で冷却する高強度鋼板の製造方法。
［５］前記焼戻前の加工工程にて２回以上に分けて加工による歪付与を実施し、各加工の前記相当塑性歪の合計が０．１０％以上である条件で加工が施される［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［６］焼鈍中または焼鈍後に、めっき処理を施す［４］または［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、ＴＳが１３２０ＭＰａ以上、ＹＲが８５％以上、かつ、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲に優れる高強度鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費向上を図ることができる。したがって、産業上の利用価値は極めて大きい。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　先ず、高強度鋼板の成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１５％以上、０．４５％以下
　Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、ＴＳに影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．１５％未満では、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１６％以上である。Ｃ含有量は、より好ましくは０．１７％以上である。Ｃ含有量は、さらに好ましくは０．１８％以上である。Ｃ含有量は、もっとも好ましくは０．１９％以上である。一方、Ｃの含有量が０．４５％を超えると、鋼の極限変形能を低下し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．４５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．４０％以下である。Ｃ含有量は、より好ましくは０．３５％以下である。Ｃ含有量は、さらに好ましくは０．３０％以下である。Ｃ含有量は、もっとも好ましくは０．２６％以下である。
　Ｓｉ：０．１０％以上、２．００％以下
　Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、ＴＳおよび残留オーステナイトに影響する重要な元素である。Ｓｉの含有量が０．１０％未満では、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１５％以上である。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．２０％以上である。Ｓｉ含有量は、さらに好ましくは０．３０％以上である。Ｓｉ含有量は、もっとも好ましくは０．４０％以上である。一方、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、残留オーステナイトが過度に増加し、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、Ｓｉ含有量は、２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．８０％以下である。Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．６０％以下である。Ｓｉ含有量は、さらに好ましくは１．５０％以下である。Ｓｉ含有量は、もっとも好ましくは１．２０％以下である。
　Ｍｎ：０．５％以上、３．５％以下
　Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、フェライト分率およびベイナイト分率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が０．５％未満では、フェライト分率およびベイナイト分率が増加し、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になり、かつ、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７％以上である。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．０％以上である。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは１．１％以上である。Ｍｎ含有量は、もっとも好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎの含有量が３．５％を超えると、Ｍｎのマクロ偏析が生じ、鋼の極限変形能を低下させることから、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．３％以下である。Ｍｎ含有量は、より好ましくは３．１％以下である。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは３．０％以下である。Ｍｎ含有量は、もっとも好ましくは２．８％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐの含有量が０．１００％を超えると、粒界にＰが偏析して鋼板を脆化させるため、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｐ含有量は、０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０８０％以下である。Ｐ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。なお、Ｐの含有量の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、０．００１％以上が好ましい。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓ含有量が０．０２００％を超えると、硫化物として存在し鋼の極限変形能を低下させることから、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１００％以下である。Ｓ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｓの含有量の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から０．０００１％以上が好ましい。
　Ａｌ：０．０１０％以上、１．０００％以下
　Ａｌを含有することで、鋼板の強度が上昇し、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが容易になる。この効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする必要がある。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１２％以上である。Ａｌ含有量はより好ましくは０．０１５％以上である。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、フェライト分率およびベイナイト分率が増加し、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になり、かつ、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、Ａｌ含有量は、１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５００％以下である。Ａｌ含有量はより好ましくは０．１００％以下である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００７０％以下である。Ｎ含有量は、さらに好ましくは０．００６０％以下である。Ｎ含有量は、もっとも好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｎの含有量の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から０．００１０％以上が好ましい。
　Ｈ：０．００２０％以下
　Ｈ含有量が０．００２０％以下を超えると、鋼の極限変形能を低下し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｈ含有量は０．００２０％以下とする。Ｈ含有量は、好ましくは０．００１５％以下である。Ｈ含有量は、より好ましくは０．００１０％以下である。なお、Ｈの含有量の下限は特に限定しないが、Ｈ含有量が少ないほど遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲も向上するため、０％であってもよい。
　本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｍｏ：０．５００％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ａｓ：０．１００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｚｎ：０．０２０％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素が含有されることが好ましい。
　Ｔｉ：０．１００％以下
　Ｔｉの含有量が０．１００％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。したがって、Ｔｉを添加する場合、その含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０７５％以下である。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０５０％以下である。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．０５０％未満である。一方、Ｔｉを含有することで、鋼板の強度が上昇し、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが容易になる。この効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
　Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。一方、Ｂを含有することで、鋼板の強度が上昇し、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが容易になる。この効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。
　Ｎｂ：０．１００％以下
　Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、粗鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。したがって、Ｎｂを添加する場合、その含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０９０％以下である。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０５０％以下である。Ｎｂ含有量は、さらに好ましくは０．０３０％以下である。一方、Ｎｂを含有することで、鋼板の強度が上昇し、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが容易になる。この効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。
　Ｃｕ：１．００％以下
　Ｃｕの含有量が１．００％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。一方、Ｃｕを含有することで、鋼板への水素侵入を抑制し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が改善される。この効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。
　Ｃｒ：１．００％以下
　Ｃｒの含有量が１．００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｃｒを添加する場合、その含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．７０％以下である。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．５０％以下である。一方、Ｃｒは、固溶強化元素としての役割のみならず、連続焼鈍時の冷却過程で、オーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０２％以上である。
　Ｖ：０．１００％以下
　Ｖの含有量がそれぞれ０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｖを添加する場合、その含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０６０％以下である。一方、Ｖは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。Ｖ含有量は、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
　Ｍｏ：０．５００％以下
　Ｍｏの含有量が０．５００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｍｏを添加する場合、その含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４５０％以下である。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．４００％以下である。一方、Ｍｏは、固溶強化元素としての役割のみならず、連続焼鈍時の冷却過程で、オーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．０１０％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉの含有量が０．５０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合、その含有量は０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下である。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．３０％以下である。一方、Ｎｉは、連続焼鈍時の冷却過程で、オーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０２％以上である。
　Ｓｂ：０．２００％以下
　Ｓｂの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｓｂを添加する場合、その含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．１００％以下である。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０５０％以下である。一方、Ｓｂは、表層軟化の形成を抑制し、鋼板強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｓｂ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
　Ｓｎ：０．２００％以下
　Ｓｎの含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｓｎを添加する場合、その含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎ含有量が、好ましくは０．１００％以下である。Ｓｎ含有量が、より好ましくは０．０５０％以下である。一方、Ｓｎは、表層軟化の形成を抑制し、鋼板強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｓｎ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量が、より好ましくは０．００５％以上である。
　Ａｓ：０．１００％以下
　Ａｓの含有量がそれぞれ０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ａｓを添加する場合、その含有量は０．１００％以下とする。Ａｓ含有量は、好ましくは０．０６０％以下である。Ａｓ含有量は、より好ましくは０．０１０％以下である。Ａｓは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ａｓの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。Ａｓ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
　Ｔａ：０．１００％以下
　Ｔａの含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｔａを添加する場合、その含有量は０．１００％以下とする。Ｔａ含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。Ｔａ含有量は、より好ましくは０．０１０％以下である。一方、Ｔａは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｔａ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。Ｔａ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
　Ｃａ：０．０２００％以下
　Ｃａの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｃａを添加する場合、その含有量は０．０２００％以下とする。Ｃａ含有量は０．０１００％以下が好ましい。一方、Ｃａは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｃａの含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。
　Ｍｇ：０．０２００％以下
　Ｍｇの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｍｇを添加する場合、その含有量は０．０２００％以下とする。一方、Ｍｇは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｇの含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。
　Ｚｎ：０．０２０％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下
　Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの含有量がそれぞれ０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０２０％以下とする。一方、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒは、いずれも介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの含有量は、それぞれ０．０００１％以上であることが好ましい。
　ＲＥＭ：０．０２００％以下
　ＲＥＭの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、ＲＥＭを添加する場合、その含有量は０．０２００％以下とする。一方、ＲＥＭは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、ＲＥＭの含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。
　上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、上記任意成分について、含有量が下限値未満の場合には本発明の効果を害さないため、これら任意元素を下限値未満含む場合は、これらの任意元素を不可避的不純物として含むものとする。
　次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
　焼戻マルテンサイト：面積分率で８５％以上
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。マルテンサイトを主相とすることで、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが可能となる。こうした効果を得るためには、焼戻マルテンサイトを面積分率で８５％以上とする必要がある。したがって、焼戻マルテンサイトが面積分率で８５％以上とする。焼戻マルテンサイトが面積分率で、好ましくは９０％以上である。焼戻マルテンサイトが面積分率で、より好ましくは９２％以上である。さらに好ましくは９５％以上である。一方、上限は特に限定しないが、焼戻マルテンサイトが面積分率で１００％であって良い。
　ここで、焼戻マルテンサイトの測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４部（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭを用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。なお、上記の組織画像において、焼戻マルテンサイトは組織内部が微細な凹凸を有した組織であり、かつ、内部に炭化物を有する組織である。それらの値の平均値から、焼戻マルテンサイトを求めることができる。
　残留オーステナイト：体積分率で５％未満
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。残留オーステナイトが体積分率で５％以上の場合、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。ＹＲの低下の原因は、残留オーステナイトの増加により残留オーステナイトの加工誘起変態によるＹＳ低下が起きるためである。したがって、残留オーステナイトは５％未満とする。好ましくは４％以下とする。なお、残留オーステナイトの下限は特に限定しないが、残留オーステナイトは低いほど好ましく、０％であって良い。
　ここで、残留オーステナイトの測定方法は、以下の通りである。残留オーステナイトは、鋼板を板厚１／４部から０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面および、ｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝面の回折ピークの各々の積分強度比を測定し、得られた９つの積分強度比を平均化して求めた。
　フェライトおよびベイニティックフェライトの合計：面積分率で１０％以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が１０％を超えると、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になり、かつ、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。ＹＲの低下の原因は、フェライトおよびベイニティックフェライトは軟質な組織であるため、早期に降伏が起きるためである。したがって、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計は１０％以下とする。好ましくは８％以下とする。より好ましくは５％以下とする。なお、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計の下限は特に限定しないが、これらは少ない方が好ましく、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計の下限は０％であって良い。
　ここで、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計の測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４部（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭを用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。なお、上記の組織画像において、フェライトおよびベイニティックフェライトは凹部で組織内部が平坦な組織である。それらの値の平均値から、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計を求めることができる。
　上記全組織以外の組織として、パーライト、フレッシュマルテンサイトや針状フェライト等が考えられる。これらの組織は、５％を超えない範囲であれば特性に影響を与えないため、含まれていても構わない。
ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）＜１．００
ＫＡＭ（Ｓ）は鋼板表層部のＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値、ＫＡＭ（Ｃ）は鋼板中心部のＫＡＭ値
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表層部とは、鋼板表面から板厚中心部側に１００μｍ移動した位置である。鋼板中心部とは板厚１／２部の位置である。発明者の調査の結果、ＹＲおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲の改善には表層部から内部にかけて転位分布状態を変化させ、ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）を１．００未満とすることが有効と確認された。したがって、ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）は１．００未満とする。なお、ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、０．８０以上とすることが好ましい。
　ここで、ＫＡＭ値の測定方法は、以下の通りである。まず、冷延鋼板から、組織観察用の試験片を採取した。次いで、採取した試験片を、圧延方向断面（Ｌ断面）が観察面となるように、コロイダルシリカ振動研磨により研磨した。観察面は鏡面とした。次いで、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）測定を実施し、局所結晶方位データを得た。このとき、ＳＥＭ 倍率は３０００倍、ステップサイズは０．０５μｍ、測定領域は２０μｍ平方、ＷＤは１５ｍｍとした。解析ソフト：ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ７を用いて、得られた局所方位 データの解析を行なった。解析は、目的の板厚部に対して各１０視野について行ない、その平均値を用いた。
　データ解析に先立ち、解析ソフトのＧｒａｉｎ Ｄｉｌａｔｉｏｎ機能（Ｇｒａｉｎ Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ Ａｎｇｌｅ：５、Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ：２、Ｓｉｎｇｌｅ Ｉｔｅｒａｔｉｏｎ：ＯＮ）、及びＧｒａｉｎ ＣＩ Ｓｔａｎｄａｒｉｚａｔｉｏｎ機能（Ｇｒａｉｎ Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ Ａｎｇｌｅ：５、Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ：５）によるクリーンアップ処理を順に１回ずつ施した。その後、ＣＩ値＞０．１の測定点のみを用いて解析に使用した。ＫＡＭ値のチャートを表示し、ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値を求めた。その際の解析は、以下の条件で実施した。
Ｎｅａｒｅｓｔ ｎｅｉｇｈｂｏｒ：１ｓｔ 
Ｍａｘｉｍｕｍ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ：５
Ｐｅｒｉｍｅｔｅｒ ｏｎｌｙ 
Ｓｅｔ ０－ｐｏｉｎｔ ｋｅｒｎｅｌｓ ｔｏ ｍａｘｉｍｕｍ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎにチェック
Ｈｖ（Ｑ）－Ｈｖ（Ｓ）≧８
Ｈｖ（Ｑ）は板厚１／４部の硬度、Ｈｖ（Ｓ）は鋼板表層部の硬度
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表層部とは、鋼板表面から板厚中心部側に１００μｍ移動した位置である。発明者の調査の結果、ＹＲ、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲の改善には表層部から内部にかけて硬度を変化させ、Ｈｖ（Ｑ）－Ｈｖ（Ｓ）を８以上とすることが有効と確認された。したがって、Ｈｖ（Ｑ）－Ｈｖ（Ｓ）は８以上とする。Ｈｖ（Ｑ）－Ｈｖ（Ｓ）の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、３０以下とすることが好ましい。なお、Ｈｖ（Ｑ）およびＨｖ（Ｓ）の好ましい範囲はそれぞれ４００～６００、４００～６００である。
ここで、硬度の測定方法は、以下の通りである。まず、冷延鋼板から、組織観察用の試験片を採取した。次いで、採取した試験片を、圧延方向断面（Ｌ断面）が観察面となるように研磨した。観察面は鏡面とした。次いで、荷重１ｋｇのビッカース試験機にて硬さを求めた。硬さは、目的の板厚部に対して各１０点を２０μｍ間隔にて測定し、最大硬さおよび最小硬さを除いた８点の平均値を用いた。
　次に、本発明の製造方法について説明する。
　本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましい。
　本発明において、熱間圧延におけるスラブ加熱温度、スラブ均熱保持時間および巻取温度は特に限定されない。鋼スラブを熱間圧延する方法としては、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挙げられる。熱間圧延におけるスラブ加熱温度、スラブ均熱保持時間、仕上げ圧延温度および巻取温度は特に限定されないが、スラブ加熱温度は１１００℃以上が好ましい。スラブ加熱温度は１３００℃以下が好ましい。スラブ均熱保持時間は３０ｍｉｎ以上が好ましい。スラブ均熱保持時間は２５０ｍｉｎ以下が好ましい。仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上が好ましい。また、巻取温度は３５０℃以上が好ましい。巻取温度は６５０℃以下が好ましい。
　このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。また、熱延後酸洗処理板のままで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。
　冷間圧延における圧下率および圧延後の板厚は特に限定しないが、冷間圧延における圧下率は３０％以上が好ましい。冷間圧延における圧下率は８０％以下とすることが好ましい。なお、圧延パスの回数、各パスの圧下率については、特に限定されることなく本発明の効果を得ることができる。
　上記のようにして得られた冷延鋼板に、焼鈍を行う。焼鈍条件は以下のとおりである。
　焼鈍温度Ｔ１：８５０℃以上１０００℃以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼鈍温度Ｔ１が８５０℃未満の場合、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で１０％を超え、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になり、かつ、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、焼鈍温度Ｔ１は８５０℃以上とする。Ｔ１は好ましくは８６０℃以上である。Ｔ１はより好ましくは８７０℃以上である。一方、焼鈍温度Ｔ１が１０００℃超えの場合、旧オーステナイト粒径が過剰に増大し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、焼鈍温度Ｔ１は１０００℃以下とする。焼鈍温度Ｔ１は、好ましくは９７０℃以下である。Ｔ１は、より好ましくは９５０℃以下である。
　焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１：１０秒以上１０００秒以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１が１０秒未満の場合、オーステナイト化が不十分となり、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で１０％を超え、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になり、かつ、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１は１０秒以上とする。焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１は好ましくは３０秒以上である。ｔ１は、より好ましくは４５秒以上である。ｔ１は、さらに好ましくは６０秒以上である。ｔ１は、もっとも好ましくは１００秒以上である。一方、焼鈍温度Ｔ１での保持時間が１０００秒超えの場合、旧オーステナイト粒径が過剰に増大し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１は１０００秒以下とする。焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１は好ましくは８００秒以下である。ｔ１は、より好ましくは５００秒以下である。
　焼鈍後１００℃以下まで冷却
　１００℃以下までの冷却工程にて、オーステナイトをマルテンサイト変態させる。８５％以上のマルテンサイトを得るには、焼鈍後１００℃以下まで冷却する必要がある。したがって、焼鈍後１００℃以下まで冷却する。冷却完了温度の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、０℃以上が好ましい。
　１００℃となった時点から加工開始までの経過時間ｔ２：１０００秒以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。１００℃となった時点から加工開始までの経過時間ｔ２が１０００秒超えの場合、マルテンサイト組織の時効が進行し、加工による鋼板表層部と鋼板中心部に導入される歪量が変化するため、ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）が１．００以上となり、ＹＲおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、１００℃となった時点から加工開始までの経過時間ｔ２は１０００秒以下とする。１００℃となった時点から加工開始までの経過時間ｔ２は、好ましくは、９００秒以下である。ｔ２は、より好ましくは８００秒以下である。なお、１００℃となった時点から加工開始までの経過時間ｔ２の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、５秒以上が好ましい。なお、発明者の調査の結果、１００℃となった時点から加工終了までの経過時間は、加工による鋼板表層部と鋼板中心部に導入される歪量に影響しないことが明らかとなった。
　加工開始温度Ｔ２が８０℃以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。加工開始温度Ｔ２が８０℃超えの場合、鋼板が軟質なため、加工による鋼板表層部と鋼板中心部に導入される歪量が変化し、ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）が１．００以上となり、ＹＲおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、加工開始温度Ｔ２は８０℃以下とする。加工開始温度Ｔ２は好ましくは、６０℃以下である。Ｔ２はより好ましくは５０℃以下である。なお、加工開始温度Ｔ２の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、０℃以上が好ましい。
　相当塑性歪：０．１０％以上５．００％以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。相当塑性歪が０．１０％未満の場合、加工量が足りず、ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）が１．００以上となり、ＹＲおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、相当塑性歪は０．１０％以上とする。塑性相当歪は、好ましくは０．１５％以上である。塑性相当歪は、より好ましくは０．２０％以上である。相当塑性歪が５．００％超えでは、加工の影響が鋼板表層部と鋼板中心部で等しくなり、ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）が１．００以上となり、ＹＲおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。なお、相当塑性歪の上限は、生産技術上の制約から、５．００％以下とする。したがって、相当塑性歪は５．００％以下とする。相当塑性歪は、好ましくは、４．００％以下である。相当塑性歪は、より好ましくは２．００％以下である。相当塑性歪は、さらに好ましくは１．００％以下である。
　前記焼戻前の加工工程にて２回以上に分けて加工による歪付与を実施し、各加工の前記相当塑性歪の合計が０．１０％以上となる条件で実施されることが好ましい。
　１回目の加工の相当塑性歪が０．１０％未満であっても、２回目以降の加工により相当塑性歪の合計が０．１０％以上となる場合、ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）が１．００未満となり、ＹＲおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が向上する。したがって、前記焼戻前の加工工程にて２回以上に分けて加工による歪付与を実施してもよく、各加工の相当塑性歪の合計が０．１０％以上となればよい。なお、１００℃となった時点から２回目以降の加工開始時間での時間は特に限定されない。これは、１回目の加工によりマルテンサイト内の転位の易動度が低下するためである。
　ここで、上記の加工の代表的な加工方法は調質圧延とテンションレベラーがある。調質圧延での相当塑性歪は鋼板の伸長率であり、加工前と加工後の鋼板の長さ変化から求めることができる。レベラー加工時における鋼板の相当塑性歪の算出方法は、以下の参考文献１の方法で算出した。計算では以下のデータ入力値を用い、材料の加工硬化挙動は直線硬化の弾塑性体とし、バウジンガー硬化は無視、およびベンドロスによる張力低下は無視した。また、加工曲率式としては美坂の式を用いた。
・板厚分割数：３１
・ヤング率：２１０００ｋｇｆ／ｍｍ２
・ポアソン比：０．３
・降伏応力：１１１ｋｇｆ／ｍｍ２
・塑性係数：１７５７ｋｇｆ／ｍｍ２
［参考文献１］美坂佳助、益居健：塑性と加工、１７（１９７６）、９８８．
なお、上記の加工は上記以外の一般的な歪の付与方法であればよく、例えば、連続式ストレッチャーレベラー、ローラーレベラーでも実施可能である。
　焼戻温度Ｔ３：１００℃以上４００℃以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼戻温度Ｔ３が１００℃未満の場合、炭素の拡散距離が短いため、鋼板表面と鋼板内部の硬度が小さくなり、Ｈｖ（Ｑ）－Ｈｖ（Ｓ）が８未満となり、ＹＲおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、焼戻し温度Ｔ３は１００℃以上とする。焼戻し温度Ｔ３は好ましくは１５０℃以上である。Ｔ３は、より好ましくは１７０℃以上である。Ｔ３は、さらに好ましくは２００℃以上である。一方、焼戻温度Ｔ３が４００℃超えの場合、マルテンサイトの焼戻が進行し、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、焼戻温度Ｔ３は４００℃以下とする。焼戻し温度Ｔ３は、好ましくは３５０℃以下である。Ｔ３は、より好ましくは３００℃以下である。Ｔ３は、さらに好ましくは２８０℃以下である。
　焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３：１．０秒以上１０００．０秒以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３が１．０秒未満の場合、炭素の拡散距離が短いため、鋼板表面と鋼板内部の硬度が小さくなり、Ｈｖ（Ｑ）－Ｈｖ（Ｓ）が８未満となり、ＹＲおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３は１．０秒以上とする。焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３は、好ましくは５．０秒以上である。ｔ３は、より好ましくは５０．０秒以上である。ｔ３は、さらに好ましくは１００．０秒以上である。一方、焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３が１０００．０秒超えの場合、マルテンサイトの焼戻が進行し、１３２０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３は１０００．０秒以下とする。焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３は、好ましくは８００．０秒以下である。ｔ３は、より好ましくは６００．０秒以下である。ｔ３は、さらに好ましくは５００．０秒以下である。
　焼戻温度Ｔ３から８０℃までの冷却速度θ１：１００℃／秒以下
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼戻温度Ｔ３から８０℃までの冷却速度θ１が１００℃／秒超えの場合、炭素の拡散距離が短いため、鋼板表面と鋼板内部の硬度が小さくなり、Ｈｖ（Ｑ）－Ｈｖ（Ｓ）が８未満となり、ＹＲおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、焼戻温度Ｔ３から８０℃までの冷却速度θ１は１００℃／秒以下とする。焼戻温度Ｔ３から８０℃までの冷却速度θ１は、好ましくは、５０℃／秒以下である。なお、焼戻温度Ｔ３から８０℃までの冷却速度θ１の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、１０℃／秒以上とすることが好ましい。
　８０℃未満の冷却は、特に規定する必要がなく、任意の方法により所望の温度に冷却してよい。なお、上記所望の温度は、室温程度が望ましい。
　また、上記の高強度鋼板に再度０．１０％以上５．００％以下の相当塑性歪量となる条件で加工を施してもよい。また、一度に目的の相当塑性歪量となる加工を行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
　なお、高強度鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
　焼鈍中または焼鈍後に、高強度鋼板にめっき処理を施してもよい。焼鈍中とは、焼鈍温度Ｔ１でのｔ１保持終了後から、焼戻温度Ｔ３でのｔ３保持終了後に室温まで冷却が完了するところまで、を意味する。焼鈍後とは、室温までの冷却が終了した後を意味する。
焼鈍中のめっき処理として例えば、焼鈍温度Ｔ１での保持後１００℃以下まで冷却中に溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍後のめっき処理として例えば、焼戻温度Ｔ３でのｔ３保持終了後の室温までの冷却によって室温までの冷却の終了後にＺｎ－Ｎｉ電気合金めっき処理、または、純Ｚｎ電気めっき処理を例示できる。電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記のめっき処理では、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
　焼鈍中または焼鈍後のめっき処理後に再度０．１０％以上５．００以下の相当塑性歪量となる条件で加工を施してもよい。また、一度に目的の相当塑性歪量となる加工を行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
　表１－１および表１－２に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。次いで、得られたスラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施し、表２－１、表２－２および表２－３に示す焼鈍処理、加工および焼戻処理を施し、板厚が０．６～２．２ｍｍである高強度冷延鋼板を得た。なお、一部の鋼板については焼鈍後めっき処理を施して製造している。
　実施例Ｎｏ．７７、８２、８５、８８、９１は鋳造工程においてスラブが破断したため試験を中断した。
　以上のようにして得られた高強度冷延鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性および耐遅れ破壊特性を評価した。
（組織観察）
　前述した方法にしたがって、焼戻マルテンサイト面積分率、残留オーステナイト体積分率、フェライト面積分率およびベイニティックフェライト面積分率の合計を求めた。
（ＫＡＭ値）
　前述した方法にしたがって、鋼板表層部のＫＡＭ値および鋼板中心部のＫＡＭ値を求めた。
（硬さ試験）
　前述した方法にしたがって、板厚１／４部の硬度および鋼板表層部の硬度を求めた。
（引張試験）
　引張試験は、圧延方向と垂直方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って試験した。クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／秒の条件で引張試験を行い、ＹＳおよびＴＳを測定した。なお、本発明では、ＴＳで１３２０ＭＰａ以上を合格と判断した。降伏比（ＹＲ）が８５％以上を合格と判断した。なお、ＹＲは次式（３）で求められる。
ＹＲ＝１００×ＹＳ／ＴＳ・・・・（３）
（遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲）
　遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲は下記の方法で求めた。圧延方向と垂直な方向を長手として１６ｍｍ ×７５ｍｍにせん断し試験片を作成した。せん断時のレーキ角は０°と統一し、せん断クリアランスは５、１０、１５、２０、２５、３０、３５％と変化させた。ＡＳＴＭ（Ｇ３９－９９）に従い４点曲げを行い、曲げ頂点部に１０００ＭＰａの応力を負荷した。応力が負荷された状態の試験片を２５℃、ｐＨ３の塩酸中に１００時間浸漬した。割れが生じないせん断クリアランス範囲が１０％未満のものを「×」、１０％以上１５％未満のものを「○」、割れが生じないせん断クリアランス範囲が１５％以上のものを「◎」と評価し、割れが生じないせん断クリアランス範囲が１０％以上のものを遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が優れると判断した。
　表３－１、表３－２および表３－３に示すように、本発明例では、ＴＳが１３２０ＭＰａ以上、ＹＲが８５％以上、かつ、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲に優れている。一方、比較例では、ＴＳ、ＹＲ、または、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲のいずれか一つ以上が劣っている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１５％以上、０．４５％以下、
    Ｓｉ：０．１０％以上、２．００％以下、
    Ｍｎ：０．５％以上、３．５％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上、１．０００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｈ：０．００２０％以下を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    焼戻マルテンサイトが面積分率で８５％以上、
    残留オーステナイトが体積分率で５％未満、
    フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で１０％以下、
    以下の（１）および（２）で規定する式を満たす組織を有する高強度鋼板。
    ＫＡＭ（Ｓ）／ＫＡＭ（Ｃ）　＜　１．００　・・・・・（１）
    ここで、ＫＡＭ（Ｓ）は鋼板表層部のＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値、ＫＡＭ（Ｃ）は鋼板中心部のＫＡＭ値を示す。
    Ｈｖ（Ｑ）－　Ｈｖ（Ｓ）　≧　８　・・・・・（２）
    ここで、Ｈｖ（Ｑ）は板厚１／４部の硬度、Ｈｖ（Ｓ）は鋼板表層部の硬度を示す。
  2. 　成分組成として、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．１００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０．１００％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｖ：０．１００％以下、
    Ｍｏ：０．５００％以下、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ａｓ：０．１００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．０２０％以下、
    ＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　鋼板表面にめっき層を有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    鋼スラブに熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し作製した冷延鋼板を、
    温度Ｔ１が８５０℃以上１０００℃以下であり、
    前記Ｔ１での保持時間ｔ１が１０秒以上１０００秒以下である条件で焼鈍した後、
    １００℃以下まで冷却し、
    １００℃となった時点から経過時間ｔ２が１０００秒以下のうちに加工を開始し、
    前記加工は開始温度Ｔ２が８０℃以下であり、
    相当塑性歪が０．１０％以上５．００％以下である条件で加工を施した後、
    温度Ｔ３が１００℃以上４００℃以下であり、
    前記Ｔ３での保持時間ｔ３が１．０秒以上１０００．０秒以下である条件で焼戻し、
    前記Ｔ３から８０℃までの冷却速度θ１が１００℃／秒以下である条件で冷却する高強度鋼板の製造方法。
  5. 　前記焼戻前の加工工程にて２回以上に分けて加工による歪付与を実施し、各加工の前記相当塑性歪の合計が０．１０％以上である条件で加工が施される請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
  6. 　焼鈍中または焼鈍後に、めっき処理を施す請求項４または５に記載の高強度鋼板の製造方法。

     
PCT/JP2022/020892 2021-06-11 2022-05-19 高強度鋼板およびその製造方法 WO2022259837A1 (ja)

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