WO2023162205A1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材およびそれらの製造方法 Download PDF

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WO2023162205A1
WO2023162205A1 PCT/JP2022/008224 JP2022008224W WO2023162205A1 WO 2023162205 A1 WO2023162205 A1 WO 2023162205A1 JP 2022008224 W JP2022008224 W JP 2022008224W WO 2023162205 A1 WO2023162205 A1 WO 2023162205A1
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less
steel sheet
temperature
ferrite
difference
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PCT/JP2022/008224
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Inventor
克弥 秦
達也 中垣内
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath

Definitions

  • the present invention relates to steel sheets and members used for automobile parts, etc., and methods for manufacturing them. More specifically, the present invention relates to a high-strength steel plate, a high-strength member, and a method for producing them, which are excellent in material uniformity.
  • Patent Literature 1 discloses a steel sheet with excellent formability by specifying alloy components, forming a structure containing ferrite and martensite, and limiting the rate of temperature increase during annealing.
  • the alloy composition is specified to have a ferrite-martensite structure, and by controlling the coiling temperature to reduce the structure difference in the longitudinal direction of the steel plate, the material uniformity is excellent and the tensile strength in the longitudinal direction of the steel plate is increased.
  • Patent Document 1 the reduction of variations in the hole expansion rate is insufficient with the limitation of the temperature increase rate during annealing for the addition of a precipitated element such as Ti.
  • the coiling temperature in the width direction of the steel sheet is not properly controlled, and it is considered that the material uniformity is insufficient.
  • the techniques described in Patent Documents 1 and 2 are considered insufficient to achieve both a tensile strength of 1180 MPa or more and material uniformity in the sheet width direction.
  • the present invention has been made to solve such problems, and aims to provide a steel plate, a member, and a method of manufacturing the same, which have excellent material uniformity and high strength.
  • the high strength is based on the provisions of JIS Z 2241 (2011), at the central part in the longitudinal direction (rolling direction) and the central part in the width direction of the steel sheet, according to a tensile test performed at a tensile speed of 10 mm / min. It refers to having a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • excellent material uniformity means that the difference between the maximum value and the minimum value of the hole expansion ratio in the plate width direction of the steel plate is 10% or less by the following method.
  • (i) A test piece of 100 mm square was placed at a total of 5 locations: the central part in the width direction of the steel sheet and both ends (50 mm position from the end in the width direction of the steel sheet to the center side in the width direction of the steel sheet), the 1/4 position and the 3/4 position in the width direction. Three sheets were sampled at a time, a hole expansion test was performed, and the difference between the maximum and minimum values of the average values of the three sheets obtained at each position was the difference between the maximum and minimum values of the hole expansion ratio in the plate width direction. do.
  • the inventors of the present invention have obtained the following knowledge as a result of repeated sincere investigations in order to solve the above problems.
  • the addition of Ti is necessary for high strength and good castability, and in order to reduce the variation in mechanical properties in the width direction of the steel sheet, It was found that the difference between the maximum and minimum values should be 5% or less.
  • the present inventors conducted various studies to solve the above problems, and found that a steel sheet having a specific chemical composition and a steel structure mainly composed of ferrite, bainite, and martensite , found that a high-strength steel sheet with excellent material uniformity can be obtained by controlling the variation in the area ratio of unrecrystallized ferrite in the sheet width direction of the steel sheet, and completed the present invention.
  • the present invention has been made based on the above findings, and specifically provides the following. [1] % by mass, C: 0.10% or more and 0.30% or less, Si: 0.01% or more and 3.0% or less, Mn: 1.0% or more and 3.5% or less, P: 0.002% or more and 0.100% or less, S: 0.0002% or more and 0.0200% or less, sol.
  • Al 0.20% or less (not including 0%), N: 0.010% or less, Ti: 0.008 to 0.10%, contains The balance has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities,
  • the steel sheet structure has an area ratio of ferrite: 5% or more and 50% or less, and the total of martensite and bainite: 50% or more and 95% or less,
  • unrecrystallized ferrite has an area ratio of 0% or more and 10% or less with respect to the entire structure
  • the component composition is further mass %, Sb: 0.1% or less, Sn: 0.1% or less, Ca: 0.0050% or less, The steel sheet according to any one of [1] to [3] above, containing one or more selected from Mg: 0.01% or less and REM: 0.01% or less.
  • the steel sheet according to any one of [1] to [4] which has a plating layer on the surface of the steel sheet.
  • a hot rolling step of obtaining a hot-rolled steel sheet After the hot rolling step, a cold rolling step of cold rolling the hot rolled steel plate to obtain a cold rolled steel plate;
  • the formula (1) is satisfied in the temperature range from 600 ° C. to 700 ° C., the temperature difference in the temperature distribution in the sheet width direction is 50 ° C.
  • a high-strength steel sheet with excellent material uniformity can be obtained.
  • the high-strength steel sheet of the present invention for example, to automobile structural members, it is possible to achieve both high strength and uniformity in material quality. That is, according to the present invention, it is possible to maintain a good part shape, so that the performance of the automobile body is improved.
  • the steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.10% or more and 0.30% or less, Si: 0.01% or more and 3.0% or less, Mn: 1.0% or more and 3.5% or less, P : 0.002% or more and 0.100% or less, S: 0.0002% or more and 0.0200% or less, sol.
  • the balance has a chemical composition consisting of Fe and unavoidable impurities, and the steel sheet structure has an area ratio of ferrite: 5% or more and 50% or less, and the total of martensite and bainite: 50% or more and 95% or less.
  • unrecrystallized ferrite has an area ratio of 0% to 10% with respect to the entire structure, and the difference between the maximum and minimum area ratios of unrecrystallized ferrite in the width direction of the steel sheet is 5% or less.
  • the chemical composition of the high-strength steel sheet of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the steel sheet of the present invention") will be described.
  • “%" which is the unit of content of the component, means “% by mass”.
  • the high strength referred to in the present invention means that the tensile strength is 1180 MPa or more.
  • C 0.10% or more and 0.30% or less C is contained from the viewpoint of increasing the strength of martensite or bainite and ensuring TS ⁇ 1180 MPa. If the C content is less than 0.10%, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the C content is made 0.10% or more. The C content is preferably 0.11% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.30%, the strength becomes too high, resulting in deterioration of hole expansibility. In addition, since the amount of carbide produced increases, recrystallization becomes difficult to occur, and the material uniformity deteriorates. Therefore, the C content is made 0.30% or less. The C content is preferably 0.28% or less, more preferably 0.26% or less.
  • Si 0.01% to 3.0% Si is an element that strengthens steel by solid solution strengthening.
  • the Si content is set to 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the Si content is too high, the rolling load in hot rolling and cold rolling will significantly increase. Since Si has the effect of suppressing the formation of cementite, if the Si content is too high, the formation of cementite is suppressed, and the unprecipitated C forms carbides with Nb and Ti, resulting in coarsening and deterioration of material uniformity. to degrade. Moreover, it causes a decrease in toughness. Therefore, the Si content should be 3.0% or less.
  • the Si content is preferably 2.7% or less, more preferably 2.4% or less.
  • Mn 1.0% or more and 3.5% or less Mn is contained in order to improve the hardenability of steel and keep the total area ratio of martensite and bainite within a predetermined range. If the Mn content is less than 1.0%, the hardenability is insufficient, pearlite is excessively formed, and the material uniformity deteriorates. In addition, Mn is contained in order to fix S in the steel as MnS and reduce hot shortness. Therefore, the Mn content is set to 1.0% or more. The Mn content is preferably 1.3% or more, more preferably 1.6% or more.
  • the upper limit of the Mn content is 3.5%.
  • the Mn content is preferably 3.3% or less, more preferably 3.1% or less.
  • P 0.002% or more and 0.100% or less
  • P is an element that strengthens steel. Therefore, the P content should be 0.100% or less. From the above viewpoint, the P content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.010% or less. On the other hand, the lower limit of the P content currently industrially practicable is 0.002%. Therefore, the P content should be 0.002% or more.
  • S 0.0002% or more and 0.0200% or less S forms coarse sulfides in steel, which expand during hot rolling to form wedge-shaped inclusions, which adversely affect weldability. Therefore, since S is also a harmful element, it is preferable to reduce it as much as possible.
  • the S content should be at least 0.0200% or less in order to reduce the harmful effects of inclusion groups. When used under severer welding conditions, the S content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0010% or less. On the other hand, the lower limit of the S content currently industrially practicable is 0.0002%. Therefore, the S content is made 0.0002% or more.
  • sol. Al 0.20% or less (excluding 0%) Al is contained in order to sufficiently deoxidize and reduce inclusions in the steel.
  • sol. Al is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more.
  • the Al content is 0.20% or less, preferably 0.15% or less, and more preferably 0.10% or less.
  • N 0.010% or less
  • N is an element that forms nitrides and carbonitride-based inclusions such as TiN, (Nb, Ti) (C, N) and AlN in steel. If it exceeds 0.010%, the variation in precipitates in the longitudinal direction of the steel sheet cannot be suppressed, and the variation in the area ratio of non-recrystallized ferrite in the longitudinal direction of the steel sheet increases, resulting in poor material uniformity.
  • the N content is set to 0.010% or less.
  • the N content is 0.0055% or less.
  • the lower limit of the N content currently industrially practicable is 0.0006%. Therefore, the N content is preferably 0.0006% or more.
  • Ti 0.008% to 0.10% Ti contributes to high strength through refinement of the internal structure of martensite and bainite. In addition, by fixing N as TiN, the castability is improved by reducing AlN, which adversely affects castability. From this point of view, the Ti content is set to 0.008% or more. The Ti content is preferably 0.009% or more, more preferably 0.01% or more. On the other hand, when the Ti content is excessive, a large amount of Ti-based inclusion particle groups are generated, and the area ratio of unrecrystallized ferrite in the width direction of the steel sheet varies greatly, deteriorating the material uniformity. In order to reduce such adverse effects, the Ti content is set to 0.10% or less. The Ti content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • the steel sheet of the present invention has a chemical composition containing the above components and the balance of Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the steel sheet according to one embodiment of the present invention preferably has a chemical composition containing the above components with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention may contain the following optional elements. When the following arbitrary elements are contained below the preferred lower limit, the arbitrary elements may be contained as unavoidable impurities.
  • Nb 0.2% or less
  • B 0.0050% or less
  • Cu 1% or less
  • Cr 1.0% or less
  • Mo 0.3% or less
  • V 0.3% or less
  • Nb, B, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Zr, and W are crystals From the viewpoint of increasing the strength by grain refinement and the hardenability of steel, one or more of these can be contained.
  • Nb, B, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Zr, and W are contained excessively, the hardenability becomes too high due to the formation of inclusions, and the desired steel structure cannot be obtained.
  • Nb, B, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Zr, and W are contained, the respective contents are Nb: 0.2% or less, B: 0.0050% or less, Cu: 1 % or less, Ni: 0.5% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 0.3% or less, V: 0.45% or less, Zr: 0.2% or less and W: 0.2% or less and Since the effect of the present invention can be obtained if the content is equal to or less than the above upper limit, the lower limit of the content of each of these elements is not particularly limited.
  • each content is Nb: 0.001% or more, B: 0.0003% or more, Cu: 0.001% or more, Ni: 0 0.01% or more, Cr: 0.001% or more, Mo: 0.01% or more, V: 0.001% or more, Zr: 0.001% or more, and W: 0.005% or more.
  • Nb is more preferably 0.005% or more, and further preferably 0.01% or more. Nb is more preferably 0.1% or less, even more preferably 0.05% or less. B is more preferably 0.0045% or less, even more preferably 0.0040% or less. Cu is more preferably 0.05% or more, further preferably 0.1% or more. Cu is more preferably 0.6% or less, further preferably 0.4% or less. Ni is more preferably 0.1% or less, further preferably 0.05% or less. Cr is more preferably 0.005% or more, further preferably 0.01% or more. Cr is more preferably 0.8% or less, further preferably 0.6% or less. Mo is more preferably 0.1% or less, even more preferably 0.05% or less.
  • V is more preferably 0.1% or less, even more preferably 0.05% or less.
  • Zr is more preferably 0.002% or more, further preferably 0.004% or more.
  • Zr is more preferably 0.1% or less, even more preferably 0.01% or less.
  • W is more preferably 0.1% or less, even more preferably 0.05% or less.
  • Sb 0.1% or less, Sn: 0.1% or less, Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.01% or less, REM: 0.01% or less Sb, Sn, Ca, Mg, and REM are It is an element used for adjusting strength, controlling inclusions, etc. Even if one or two or more of these elements are contained in an amount equal to or less than the above upper limit amount, the effect of the present invention is not impaired. Therefore, when Sb, Sn, Ca, Mg, and REM are contained, the respective contents are Sb: 0.1% or less, Sn: 0.1% or less, Ca: 0.0050% or less, Mg: 0 .01% or less, and REM: 0.01% or less.
  • the lower limit of the content of each of these elements is not particularly limited.
  • the respective contents are Sb: 0.001% or more, Sn: 0.001% or more, Ca: 0.0002% or more , Mg: 0.0002% or more, and REM: 0.0002% or more.
  • Sb is more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.005% or more.
  • Sb is more preferably 0.02% or less, further preferably 0.015% or less.
  • Sn is more preferably 0.002% or more, further preferably 0.005% or more.
  • Sn is more preferably 0.05% or less, even more preferably 0.02% or less.
  • Ca is more preferably 0.0005% or more, further preferably 0.0010% or more. Ca is more preferably 0.0040% or less, even more preferably 0.0030% or less.
  • Mg is more preferably 0.0003% or more, even more preferably 0.0004% or more.
  • Mg is more preferably 0.005% or less, even more preferably 0.001% or less.
  • REM is more preferably 0.005% or less, even more preferably 0.001% or less.
  • the steel sheet of the present invention has ferrite: 5% or more and 50% or less, and the total of martensite and bainite: 50% or more and 95% or less in terms of area ratio with respect to the entire steel structure. is 0% or more and 10% or less, and the difference between the maximum value and the minimum value of the area ratio of unrecrystallized ferrite in the width direction of the steel sheet is 5% or less.
  • Area ratio of ferrite 5% or more and 50% or less Since ferrite is soft, if it exceeds 50%, desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 50% or less.
  • the area ratio of ferrite is preferably 45% or less, more preferably 40% or less.
  • the area ratio of ferrite is 5% or more, preferably 7% or more, and more preferably 9% or more.
  • Total area ratio of martensite and bainite 50% or more and 95% or less Martensite and bainite are harder than ferrite and are necessary for increasing the strength of the steel sheet. Therefore, if the total area ratio is less than 50%, desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, the total area ratio of martensite and bainite should be 50% or more, preferably 55% or more, and more preferably 60% or more. On the other hand, when the total area ratio exceeds 95%, the strength becomes excessive. In addition, since the amount of precipitates formed on ferrite increases, recrystallization is suppressed, and the area ratio of unrecrystallized ferrite varies greatly in the width direction of the steel sheet, resulting in poor material uniformity. The total area ratio of martensite and bainite is preferably 93% or less, more preferably 91% or less.
  • the residual structure other than ferrite, bainite and martensite may contain retained austenite, pearlite and the like.
  • the residual structure can be contained within a range that does not impair the effects of the present invention, and in the present invention, the residual structure is allowed if the area ratio is 15% or less.
  • the area ratio of the residual tissue is preferably 10% or less.
  • These residual structures may have an area ratio of 0%. That is, the steel sheet of the present invention may consist of ferrite: 5% or more and 50% or less, and the sum of martensite and bainite: 50% or more and 95% or less in terms of area ratio with respect to the entire steel structure.
  • ferrite is a structure formed by transformation from austenite at a relatively high temperature and composed of crystal grains of BCC lattice.
  • Martensite refers to a hard structure generated from austenite at a low temperature (below the martensite transformation point).
  • Bainite refers to a hard structure formed from austenite at a relatively low temperature (above the martensitic transformation point) and having fine carbides dispersed in needle-like or plate-like ferrite.
  • Pearlite is generated from austenite at a relatively high temperature and refers to a structure composed of layered ferrite and cementite. Retained austenite is generated when elements such as C are concentrated in austenite so that the martensitic transformation point becomes room temperature or lower.
  • the non-recrystallized ferrite referred to in the present invention means ferrite grains having sub-grain boundaries in the crystal grains. Unrecrystallized ferrite becomes ferrite by recrystallization during annealing. Uniformity deteriorates.
  • the area ratio of unrecrystallized ferrite to 10% or less with respect to the entire structure is set to 10% or less, preferably 8% or less.
  • the amount of non-recrystallized ferrite is preferably as low as possible, and may even be 0%.
  • the maximum value and The difference between the minimum values is defined as "the difference between the maximum and minimum area ratios of non-recrystallized ferrite in the sheet width direction of the steel sheet".
  • the difference between the maximum and minimum area ratios of non-recrystallized ferrite should be 5% or less.
  • the difference is preferably 4% or less, more preferably 3% or less.
  • the lower limit of the difference is not particularly limited, and may be 0%. The difference can be measured by the method described below.
  • the difference between the maximum and minimum area ratios of unrecrystallized ferrite in the longitudinal direction of the steel sheet is preferably 5% or less, more preferably 4% or less.
  • the lower limit of the difference between the maximum value and the minimum value of the area ratio of unrecrystallized ferrite in the longitudinal direction of the steel sheet is not particularly limited, and may be 0%.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the area ratio of unrecrystallized ferrite in the longitudinal direction of the steel sheet is 5% or less
  • the steel sheet (coil) unit It means that the difference between the maximum value and the minimum value of the area ratio of unrecrystallized ferrite in is 5% or less.
  • the metallographic structure was quantified at a total of five positions: the center in the width direction of the steel sheet and both ends (50 mm from the end in the width direction of the steel sheet to the center in the width direction of the steel sheet), the 1/4 position and the 3/4 position in the width direction.
  • a test piece is taken from the direction perpendicular to the rolling direction of the steel plate, and the cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the steel plate surface is mirror-polished. These five locations in the longitudinal direction of the steel plate are taken at the central portion in the longitudinal direction of the steel plate.
  • the tip (1 m position from the tip to the center in the longitudinal direction), the center, and the rear end (1 m from the rear end to the center in the longitudinal direction) were similarly rolled in the rolling direction.
  • a test piece is taken so that a cross section parallel to the steel plate surface and perpendicular to the surface of the steel plate is used as an observation surface, and is mirror-polished.
  • a test piece is sampled at each widthwise central portion of the front end, center, and rear end of the steel plate in the longitudinal direction (rolling direction) of the steel plate. After exposing the thickness cross-section with nital solution, it is observed using a scanning electron microscope.
  • the area ratio is the average value of three area ratios obtained from separate SEM images at a magnification of 1500 times.
  • the area ratios of ferrite, martensite, and bainite in the present invention are values obtained at the longitudinal central portion of the central portion in the width direction of the steel sheet.
  • the area ratio of unrecrystallized ferrite was obtained at the widthwise central portion, both ends, and the widthwise 1/4 position and 3/4 position, respectively, and the maximum and minimum values among the measured values at a total of five locations.
  • Ferrite and non-recrystallized ferrite have a black structure, and martensite has a white structure.
  • Non-recrystallized ferrite has sub-grain boundaries within crystal grains, and the sub-grain boundaries are white.
  • Bainite is a hard structure formed from austenite at a relatively low temperature (above the martensitic transformation point) and having fine carbides dispersed in needle-like or plate-like ferrite.
  • the area ratio of residual structures other than ferrite, martensite, and bainite is calculated by subtracting the total area ratio of ferrite, martensite, and bainite from 100%.
  • the residual structure is considered to be the total area fraction of pearlite and retained austenite.
  • the difference between the maximum and minimum values of the area ratios of unrecrystallized ferrite measured at the center, both ends, 1/4 position, and 3/4 position in the width direction of the steel sheet (perpendicular to the rolling direction) is , “the difference between the maximum and minimum values of the area ratio of unrecrystallized ferrite in the width direction of the steel sheet”.
  • the difference between the maximum and minimum values of the area ratios of unrecrystallized ferrite measured at the tip, center, and rear end in the longitudinal direction of the steel sheet (rolling direction) is defined as "unrecrystallized ferrite in the longitudinal direction of the steel sheet. difference between the maximum and minimum values of the area ratio of crystal ferrite”.
  • the steel sheet of the present invention may have a plating layer on the surface of the steel sheet.
  • the plating layer is not particularly limited, but examples thereof include galvanizing layers such as an electrogalvanizing layer, a hot-dip galvanizing layer, and an alloyed hot-dip galvanizing layer.
  • the strength of the steel sheet of the present invention the tensile strength (TS) measured by the method described in Examples is 1180 MPa or more.
  • the steel sheet of the present invention is excellent in material uniformity.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the hole expansion ratio in the plate width direction of the steel plate performed by the method described in the Examples is 10% or less.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the hole expansion ratio is preferably 5% or less, more preferably 3% or less.
  • the hole expansion rate is not particularly limited, but is preferably 10% or more, more preferably 15% or more.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a thickness of 0.5 mm or more, more preferably 0.7 mm or more.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a thickness of 3.0 mm or less, more preferably 2.0 mm or less.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a length of 600 mm or more, more preferably 700 mm or more, in the width direction.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a length of 1600 mm or less, more preferably 1400 mm or less in the width direction.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a length of 100 m or more, more preferably 500 m or more, in the longitudinal direction (rolling direction).
  • the steel sheet of the present invention preferably has a length of 3000 m or less, more preferably 2000 m or less in the longitudinal direction (rolling direction).
  • a steel slab is heated at 1220 ° C. or higher for 1.0 hour or longer, then hot rolled, the coiling temperature is set to 650 ° C. or lower, and the coiling temperature is A hot rolling step of obtaining a hot rolled steel sheet by winding with a difference of 50 ° C.
  • a cold rolling step of cold rolling the hot rolled steel plate to obtain a cold rolled steel plate After the hot rolling step, a cold rolling step of cold rolling the hot rolled steel plate to obtain a cold rolled steel plate;
  • the formula (1) is satisfied in the temperature range of 600 ° C to 700 ° C, and the temperature difference in the temperature distribution in the sheet width direction is 50 ° C or less, and the Ac point is more than 1 point (Ac 3 point + 50 ° C) or less.
  • Hot Rolling Steel slabs can be hot rolled by heating and then rolling, by directly rolling the slab after continuous casting without heating, and by subjecting the slab after continuous casting to heat treatment for a short period of time.
  • a rolling method and the like can be mentioned.
  • the upper limit of the slab heating temperature is not particularly limited, it is preferably 1400° C. or lower.
  • the average heating rate during heating of the slab may be 5 to 15° C./min as usual.
  • the slab heating time at a slab heating temperature of 1220° C. or higher is set to 1.0 hour or longer.
  • the upper limit of the slab heating time is not particularly limited, it is preferably 3.0 hours or less.
  • Coiling temperature 650 ° C. or less
  • the winding temperature is 650°C or lower, preferably 640°C or lower.
  • Descaling may be performed as appropriate to remove primary and secondary scales formed on the surface of the steel sheet. Before cold-rolling the hot-rolled coil, it is preferable to thoroughly pickle the coil to reduce residual scale. Further, from the viewpoint of reducing the cold rolling load, the hot rolled steel sheet may be annealed as necessary.
  • the winding temperature is preferably 400° C. or higher, more preferably 420° C. or higher.
  • Difference in coiling temperature in temperature distribution in sheet width direction 50 ° C or less Temperature difference
  • the difference in winding temperature is as small as possible.
  • the difference in coiling temperature exceeds 50° C. in the temperature distribution in the sheet width direction, the difference in the amount of Ti-based precipitates and the size of the precipitates becomes significant between high and low coiling temperatures.
  • the effect of suppressing recrystallization varies greatly in the sheet width direction, and a high-strength steel sheet having a small difference in the area ratio of non-recrystallized ferrite after annealing cannot be obtained.
  • the difference in winding temperature in the temperature distribution in the sheet width direction is set to 50°C or less, preferably 40°C or less, more preferably 30°C or less.
  • the temperature distribution in the plate width direction can be measured with a radiation thermometer and can be confirmed using a thermoviewer capable of planar observation.
  • the "winding temperature difference" is the difference between the maximum value and the minimum value in the temperature distribution.
  • the temperature distribution in the width direction of the steel sheet may be adjusted by, for example, using an edge heater to heat the vicinity of the ends in the width direction of the steel sheet, or by adjusting the amount of cooling by edge masking.
  • the heating method is not particularly limited, and direct heating, induction heating, or the like can be used.
  • the lower limit of the above difference is not particularly limited, it is preferably 5°C or more because setting the difference to less than 5°C requires a large amount of capital investment such as adding an edge heater immediately before winding.
  • the front end (1 m position from the front end to the center in the longitudinal direction), the center, and the rear end (1 m position from the rear end to the center in the longitudinal direction) is preferably as small as possible in order to control the area ratio of the non-recrystallized ferrite by controlling the precipitation amount of Ti-based precipitates.
  • the difference in coiling temperature exceeds 70°C, the difference in the amount of Ti-based precipitates and the size of the precipitates becomes significant between the areas where the coiling temperature is high and the areas where the coiling temperature is low.
  • the difference in coiling temperature is preferably 70°C or less, more preferably 50°C or less, and even more preferably 40°C or less.
  • Cold rolling In cold rolling, if the rolling reduction (cumulative rolling reduction (cold rolling reduction)) is 20% or more, recrystallization behavior and texture orientation in subsequent continuous annealing can be stabilized. If the content is less than 20%, some of the austenite grains during annealing may become coarse and the strength may decrease. Therefore, it is preferable that the rolling reduction in cold rolling is 20% or more. Although there is no upper limit for the rolling reduction, it is preferably 95% or less in view of the cold rolling load.
  • the cold-rolled steel sheet obtained in the cold rolling step satisfies the formula (1) in the temperature range from 600 ° C. to 700 ° C. and the temperature distribution in the width direction is The difference is set to 50°C or less, and heating is performed at an annealing temperature of more than Ac1 point (Ac3 point + 50°C) or less.
  • S 1 is set to a starting temperature of 600° C., and as the time t increases toward the reaching temperature S n+1 of 700° C., S 2 , S 3 , S 4 . . . A temperature is specified.
  • the above formula (1) is satisfied in the temperature range of 600°C to 700°C.
  • the index of the thermometer inside the furnace during the heating process and the soaking process is used.
  • the right side of the above equation (1) can be set from the relationship between the temperature and time. Recrystallization is promoted in the temperature range of 600° C. to 700° C., and lengthening the residence time in this temperature range is necessary to promote recrystallization. By lengthening the residence time, in addition to promoting recrystallization, temperature uniformity across the entire width of the plate is ensured, and texture uniformity is improved.
  • Temperature difference in the temperature distribution in the sheet width direction during the heating process from 600 ° C. to 700 ° C.: 50 ° C. or less Width direction center and end during heating (50 mm position from the steel plate width direction end to the steel plate width direction center side) , 1/4 position, and 3/4 position are important for controlling the difference in the area ratio of the non-recrystallized ferrite after annealing to 5% or less due to the effect of promoting recrystallization. Therefore, the smaller the temperature difference, the better. If the temperature difference exceeds 50 ° C., the difference in recrystallization rate becomes remarkable, and the difference in the area ratio of the unrecrystallized ferrite after annealing exceeds 5%.
  • the temperature difference is set to 50° C. or less.
  • the temperature difference is preferably 30° C. or less, more preferably 20° C. or less.
  • the temperature distribution in the plate width direction can be confirmed with a radiation thermometer.
  • the temperature distribution in the width direction of the steel sheet may be adjusted by, for example, using an edge heater to heat the vicinity of the ends in the width direction of the steel sheet, or by adjusting the amount of cooling by edge masking.
  • the heating method is not particularly limited, and direct heating, induction heating, or the like can be used.
  • the temperature difference is preferably 2° C. or more in consideration of not only the effect to be obtained but also the ease of adjustment.
  • Annealing temperature more than Ac1 point (Ac3 point +50°C) or less
  • the area ratios of ferrite, bainite, and martensite can be appropriately controlled. If the Ac point is less than 1 point, the amount of austenite at the time of annealing is insufficient, and strength cannot be obtained. On the other hand, at (Ac3 point+50° C.) or above, the grain size of the reverse transformed austenite is significantly coarsened, and the grain size of ferrite and/or bainite and martensite is significantly coarsened, and tensile strength cannot be secured. Moreover, the desired amount of ferrite cannot be ensured.
  • the retention time is not particularly limited, it is preferably 10 seconds or longer. Also, the retention time is preferably 900 seconds or less.
  • the cooling conditions after soaking at the annealing temperature are not particularly limited. A condition of 100 seconds is mentioned.
  • the plating treatment is, for example, a treatment of applying zinc plating such as electrogalvanizing, hot-dip galvanizing, or alloying hot-dip galvanizing to the surface of the steel sheet.
  • zinc plating such as electrogalvanizing, hot-dip galvanizing, or alloying hot-dip galvanizing to the surface of the steel sheet.
  • the steel sheet obtained above is preferably immersed in a galvanizing bath at 440° C. or higher and 500° C. or lower to form a hot-dip galvanized layer on the steel sheet surface.
  • An alloyed hot-dip galvanized layer may be formed by subjecting the steel sheet after the hot-dip galvanizing treatment to an alloying treatment.
  • alloying hot-dip galvanizing it is preferable to alloy by holding in a temperature range of 450° C. or higher and 600° C. or lower for 5 seconds or longer. If the holding time is less than 5 seconds, alloying does not proceed sufficiently and the plating adhesion and corrosion resistance tend to deteriorate, so the holding time is preferably 5 seconds or longer. Further, when alloying treatment is performed, if the holding temperature is less than 450° C., the alloying does not proceed sufficiently, and the plating adhesion and corrosion resistance deteriorate.
  • the holding temperature is preferably 450 to 600°C.
  • the treatment conditions for the electrogalvanizing treatment are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • Cool to a cooling stop temperature of 250°C or lower After the plating process, cool to a cooling stop temperature of 250°C or lower, then reheat to a temperature range of 440°C or higher and hold for 20 seconds or longer.
  • cooling methods that can be applied include gas jet cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, and air cooling. From the viewpoint of surface oxidation prevention, it is cooled to room temperature or higher and 250° C. or lower. Room temperature is not particularly limited, and may be 10 to 30°C.
  • the average cooling rate is preferably 1° C./second or more and 50° C./second or less. Then, by reheating to a temperature range of 440° C.
  • the area ratio of fresh martensite in martensite in the final structure can be reduced, and a more uniform structure can be obtained.
  • the untransformed austenite transforms into martensite, and the martensite transformed at high temperatures undergoes tempering during cooling, resulting in a mixture of fresh martensite and tempered martensite in the final structure. do.
  • the fresh martensite is tempered to become tempered martensite, and the martensite in the final structure becomes tempered martensite, improving the uniformity of the structure. As the texture uniformity improves, the material uniformity also improves.
  • the reheating temperature exceeds 440° C.
  • a part of the coating such as galvanization is dissolved and adheres to the roll, making it impossible to obtain a uniformly galvanized steel sheet such as a hot-dip galvanized steel sheet.
  • the desired tensile strength (TS) cannot be obtained due to the excessive progress of tempering.
  • the reheating time is less than 20 seconds, a sufficient tempering effect cannot be obtained. Therefore, when reheating is performed after the plating process, the material is cooled to a cooling stop temperature of from room temperature to 250° C., then reheated to a temperature range of from the cooling stop temperature to 440° C. and held for 20 seconds or more.
  • temper rolling with an elongation rate of 0.1 to 5.0% may be applied as necessary.
  • the manufacturing method according to the present embodiment described above by controlling the hot rolling conditions and the annealing temperature and time, the variation in the structure fraction, the width of the steel sheet, and the area ratio of unrecrystallized ferrite in the longitudinal direction is controlled. It is possible to obtain a high-strength steel sheet with excellent material uniformity.
  • the member of the present invention is obtained by subjecting the steel plate of the present invention to at least one of forming and welding. Further, the method of manufacturing a member of the present invention includes a step of subjecting the steel plate manufactured by the method of manufacturing a steel plate of the present invention to at least one of forming and welding.
  • the steel sheet of the present invention achieves both high strength and material uniformity, members obtained using the steel sheet of the present invention can maintain good component shapes. Therefore, the member of the present invention can be suitably used, for example, as a structural member for automobiles.
  • General processing methods such as press processing can be used without restrictions for molding.
  • general welding such as spot welding and arc welding can be used without limitation.
  • a steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted, cast into a slab, cooled to room temperature, and then the slab was heated under the conditions shown in Table 2.
  • the final rolling temperature was 900 ° C. and the finished plate thickness It was hot rolled under conditions of 3.2 mm and wound up. After pickling the produced hot-rolled steel sheets, they were cold-rolled into cold-rolled steel sheets having a finished thickness of 1.4 mm, and annealed under the conditions shown in Table 2 to produce steel sheets (high-strength steel sheets).
  • the holding time at the annealing temperature was 100 seconds.
  • n 10
  • t is the time (seconds) obtained by dividing the time taken from 600°C to 700°C by 10.
  • hot-dip galvanizing treatment or alloying galvanizing treatment was performed to obtain a hot-dip galvanized steel sheet (hereinafter also referred to as GI) or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (hereinafter also referred to as GA).
  • GI hot-dip galvanized steel sheet
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • the types of plating processes are also indicated as "GI” and "GA”.
  • the alloying temperature is shown as - because no alloying treatment was performed in the case of the GI steel sheet.
  • the type of plating is indicated as -.
  • the galvanizing bath temperature was 470° C. for both GI and GA.
  • the amount of zinc plating deposited was 45 to 72 g/m 2 per side when manufacturing GI, and 45 g/m 2 per side when manufacturing GA.
  • the composition of the galvanized layer of the finally obtained hot-dip galvanized steel sheet contains 0.1 to 1.0% by mass of Fe and 0.2 to 0.33% by mass of Al in GI, The balance was Zn and unavoidable impurities.
  • GA contained 8.0 to 12.0% by mass of Fe, 0.1 to 0.23% by mass of Al, and the balance was Zn and unavoidable impurities. All galvanized layers were formed on both sides of the base steel plate.
  • the obtained steel sheet had a length of 1000 mm in the width direction and a length of 1000 m in the longitudinal direction (rolling direction).
  • the metal structure of the obtained steel plate was quantified, and a tensile test and a hole expansion test were also performed.
  • the metallographic structure was quantified at a total of five positions: the center in the width direction of the steel sheet and both ends (50 mm from the end in the width direction of the steel sheet to the center in the width direction of the steel sheet), the 1/4 position and the 3/4 position in the width direction.
  • a test piece was taken from the direction perpendicular to the rolling direction of the steel plate, and the cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the steel plate surface was mirror-polished. These five locations in the longitudinal direction of the steel plate were taken at the central portion in the longitudinal direction of the steel plate.
  • the tip (1 m position from the tip to the center in the longitudinal direction), the center, and the rear end (1 m from the rear end to the center in the longitudinal direction) were similarly rolled in the rolling direction.
  • a test piece was taken so that a parallel cross-section perpendicular to the surface of the steel sheet was used as an observation surface, and mirror-polished.
  • a test piece was sampled from each of the front end, center, and rear end of the steel sheet in the longitudinal direction (rolling direction) of the steel sheet at the center in the width direction. After the thickness cross-section was exposed with nital solution, it was observed using a scanning electron microscope.
  • the area ratios of bainite and unrecrystallized ferrite were investigated.
  • the area ratio was the average value of three area ratios obtained from separate SEM images at a magnification of 1500 times.
  • the area ratios of ferrite, martensite, and bainite in the present invention are values obtained at the longitudinal central portion of the central portion in the width direction of the steel sheet.
  • the area ratio of unrecrystallized ferrite was obtained at the widthwise central portion, both ends, and the widthwise 1/4 position and 3/4 position, respectively, and the maximum and minimum values among the measured values at a total of five locations. The difference was calculated.
  • ferrite is a structure formed by transformation from austenite at a relatively high temperature and composed of crystal grains of bcc lattice. Ferrite and non-recrystallized ferrite have a black structure, and martensite has a white structure. Non-recrystallized ferrite has sub-grain boundaries within crystal grains, and the sub-grain boundaries are white. Bainite is formed from austenite at a relatively low temperature (above the martensitic transformation point) and has a structure in which spherical carbides are dispersed in needle-like or plate-like ferrite.
  • the area ratio of residual structures other than ferrite, martensite, and bainite was calculated by subtracting the total area ratio of ferrite, martensite, and bainite from 100%.
  • the residual structure is considered to be the total area ratio of pearlite and retained austenite.
  • the maximum and minimum values of the area ratios of unrecrystallized ferrite measured at the central portion, both ends, 1/4 position, and 3/4 position in the steel plate width direction (perpendicular to the rolling direction) The difference was taken as "the difference between the maximum value and the minimum value of the area ratio of unrecrystallized ferrite in the sheet width direction of the steel sheet".
  • the difference between the maximum and minimum values of the area ratios of unrecrystallized ferrite measured at each of the tip, center, and rear ends in the longitudinal direction of the steel sheet (rolling direction) is defined as "in the longitudinal direction of the steel sheet. difference between the maximum value and the minimum value of the area ratio of non-recrystallized ferrite”.
  • the hole expansion rate was evaluated by a hole expansion test in compliance with JIS Z 2256.
  • Three 100 mm square test pieces were taken from the widthwise central portion of the obtained steel plate, punched using a punch with a diameter of 10 mm and a die with a clearance of 12.5%, and the vertical angle was 60 with the burr surface facing upward. ° using a conical punch at a moving speed of 10 mm/min to measure the hole expansion rate ( ⁇ ), and the average value was evaluated.
  • the calculation formula is shown below.
  • Hole expansion rate ⁇ (%) ⁇ (D-D0)/D0 ⁇ x 100 D: hole diameter when the crack penetrates the plate thickness, D0: initial hole diameter (10 mm)
  • 3 pieces of 100 mm square test pieces were prepared at 5 positions: the central part in the width direction of the steel plate and both ends (50 mm position from the end in the width direction of the steel plate to the center side in the width direction of the steel plate), the 1/4 position and the 3/4 position in the width direction.
  • the hole expansion test is performed in the same manner as described above, and the difference between the maximum and minimum values of the average values of the three sheets obtained at each position is defined as the "maximum value of the hole expansion ratio in the plate width direction" in the present invention. difference of the minimum value”.
  • a steel in which the chemical composition, hot rolling conditions, and annealing conditions are optimized has a TS of 1180 MPa or more. Further, the area ratio of unrecrystallized ferrite is 10% or less, and the difference between the maximum and minimum area ratios of unrecrystallized ferrite in the width direction is suppressed to 5% or less. Regarding the material stability of the steel sheet, the difference between the maximum value and the minimum value of the hole expansion ratio in the width direction is suppressed to 10% or less, and excellent material stability is obtained.
  • the steel sheet of the present invention has both a tensile strength of 1180 MPa or more and a difference between the maximum and minimum hole expansion ratios in the width direction of the steel sheet of 10% or less. The steel sheets of the comparative examples do not satisfy at least one of these conditions.
  • Example 2 No. in Table 3 of Example 1.
  • the steel sheet (galvanized steel sheet) of No. 1 (invention example) was press-molded to produce a member of the invention example. Furthermore, No. in Table 3 of Example 1. 1 (invention example) steel plate (galvanized steel plate) and No. 1 in Table 3 of Example 1. 2 (Inventive Example) steel plate (galvanized steel plate) was joined by spot welding to produce a member of Inventive Example.
  • These steel sheets (galvanized steel sheets) of the present invention are excellent in material uniformity and have high strength. 1 (example of the present invention), and No. 1 in Table 3 of Example 1. 1 (example of the present invention) and No. 1 in Table 3 of Example 1. It was confirmed that all of the members manufactured by spot welding the steel plate of No. 2 (invention example) can be suitably used for automobile frame parts and the like.
  • Example 3 No. in Table 3 of Example 1.
  • 10 (Invention Example) steel sheets were press-formed to manufacture the member of the Inventive Example. Furthermore, No. in Table 3 of Example 1. 10 (example of the present invention) and No. 1 in Table 3 of Example 1. 19 (invention example) were joined by spot welding to produce a member of the invention example. These steel sheets (galvanized steel sheets) of the present invention are excellent in material uniformity and have high strength. 10 (example of the present invention) and No. 1 in Table 3 of Example 1. 10 (example of the present invention) and No. 1 in Table 3 of Example 1. It was confirmed that all of the members produced by spot-welding the steel sheets of No. 19 (invention example) can be suitably used for automobile frame parts and the like.

Abstract

材質均一性に優れ、高強度を有する鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００８以上０．１０％以下、を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、　鋼板組織が、面積率でフェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である鋼板。

Description

鋼板、部材およびそれらの製造方法
　本発明は、自動車部品等に用いられる鋼板、部材およびそれらの製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、材質均一性に優れた高強度鋼板、高強度部材およびそれらの製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の観点からＣＯ２などの排気ガスを低減化する試みが進められている。自動車産業では車体を軽量化して燃費を向上させることにより、排気ガス量を低下させる対策が図られている。車体軽量化の手法の一つとして、自動車に使用されている鋼板を高強度化することで板厚を薄肉化する手法が挙げられる。また、鋼板の高強度化とともに延性が低下することが知られており、高強度と延性を両立する鋼板が求められている。さらに、高強度鋼板では強度、成形性のばらつきが大きくなり、形状凍結の再現性が低くなるため、製品寸法のばらつきや局所的な割れなどの問題が生じ、部品形状の維持が困難になる。そのため、鋼板の全幅、全長において機械的特性のばらつきがない、材質均一性に優れた鋼板が求められている。
　例えば、特許文献１には合金成分を規定し、フェライトおよびマルテンサイトを有する組織とし、焼鈍時の昇温速度を制限することで、成形性に優れる鋼板が開示されている。
　特許文献２には、合金成分を規定し、フェライト－マルテンサイト組織とし、巻取温度の制御により鋼板長手方向の組織差を小さくすることで、材質均一性に優れ、鋼板長手方向における引張強度のばらつきが小さい高強度鋼板を提供している。
特許第４８６０７８４号 特開２０１８－１６８７３号公報
　しかしながら、特許文献１の技術は、Ｔｉ等の析出元素の添加に対しては、焼鈍時の昇温速度の制限では、穴広げ率のばらつき低減は不十分である。また、特許文献２の技術では鋼板幅方向の巻取り温度を適正に制御しておらず、材質均一性は不十分であると考えられる。このように、特許文献１および２に記載の技術では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と板幅方向の材質均一性を両立するには不十分であると考えられる。
　本発明は、このような問題を解決するためになされたものであり、材質均一性に優れると共に、高強度を有する鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　ここで、高強度とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して、鋼板長手方向（圧延方向）の中央部かつ幅方向中央部で、引張速度：１０ｍｍ／分で行う引張試験により、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であることを指す。
　また、材質均一性に優れるとは、以下の方法により、鋼板の板幅方向における穴広げ率の最大値と最小値の差が１０％以下であることを指す。
　（ｉ）鋼板幅方向中央部および両端部（鋼板幅方向端から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、幅方向１／４位置および３／４位置の計５箇所において、１００ｍｍ角の試験片を３枚ずつ採取し、穴広げ試験を実施し、得られた各位置における３枚の平均値の最大値と最小値の差を、板幅方向における穴広げ率の最大値と最小値の差とする。
　（ｉｉ）上記の穴広げ試験としては、試験片に対し、１０ｍｍ径のパンチおよびクリアランス：１２．５％となるダイスを用いて打ち抜き、バリ面を上面にして頂角６０°の円錐ポンチを用いて移動速度１０ｍｍ／ｍｉｎで実施して、以下の式に基づいて、穴広げ率（λ）を測定する。
穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
Ｄ：亀裂が板厚を貫通した時の穴径、Ｄ０：初期穴径（１０ｍｍ）
　本発明者らは、上記の課題を解決するために誠意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。高強度かつ良い鋳造性のためにはＴｉの添加が必要であり、鋼板の板幅方向の機械的特性のばらつきを低減するためには、鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差を５％以下とする必要があることが判明した。
　以上の通り、本発明者らは、上記の課題を解決するために様々な検討をおこなった結果、特定の成分組成を有し、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを主体とする鋼組織を有する鋼板において、鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率のばらつきを制御することで、材質均一性に優れた高強度鋼板が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
　本発明は以上の知見に基づきなされたものであり、具体的には以下のものを提供する。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、
Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．００８以上０．１０％以下、
を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　鋼板組織が、面積率でフェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、
　前記フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、
　鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である、鋼板。
［２］鋼板の長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である、前記［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｖ：０．４５％以下、
Ｚｒ：０．２％以下および
Ｗ：０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、前記［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｓｎ：０．１％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下および
ＲＥＭ：０．０１％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、前記［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
［５］鋼板表面にめっき層を有する、前記［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］前記［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［７］前記［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板を製造する鋼板の製造方法であって、
　鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、かつ板幅方向の温度分布において前記巻取温度の差を５０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
　該熱間圧延工程後、前記熱延鋼板を冷間圧延することで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
　前記冷延鋼板に対して、６００℃から７００℃の温度域で式（１）を満たし、かつ板幅方向の温度分布において温度の差を５０℃以下とし、Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下の焼鈍温度まで加熱する焼鈍工程と、を含む、鋼板の製造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
式（１）において、
ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、
Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。
［８］前記熱間圧延工程で、
　鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、板幅方向の温度分布において前記巻取温度の差を５０℃以下とし、かつ鋼板の長手方向における温度分布において前記巻取温度の差を７０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る、前記［７］に記載の鋼板の製造方法。
［９］前記焼鈍工程後に、めっき処理を施すめっき工程を含む、前記［７］または［８］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］前記めっき工程で溶融亜鉛めっき処理を施す、前記［９］に記載の鋼板の製造方法。
［１１］前記めっき工程で前記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施す、前記［１０］に記載の鋼板の製造方法。
［１２］
　前記めっき工程後、室温以上２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、前記冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する再加熱工程を含む、前記［９］～［１１］のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
［１３］前記［７］～［１２］のいずれかに記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
　本発明によれば、材質均一性に優れた高強度鋼板が得られる。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り、高強度化と材質均一性との両立が可能となる。すなわち、本発明により、良好な部品形状の維持が可能となるため、自動車車体が高性能化する。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００８以上０．１０％以下、を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板組織が、面積率でフェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である。
　先ず、本発明の高強度鋼板（以下、「本発明の鋼板」という場合がある）の成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。なお、本発明でいう高強度とは、引張強度が１１８０ＭＰａ以上のことをいう。
　Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下
　Ｃは、マルテンサイトもしくはベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１１８０ＭＰａを確保する観点から含有する。Ｃ含有量が０．１０％未満では所定の強度を得ることができなくなる。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以上とする。Ｃ含有量は、０．１１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると強度が高くなり過ぎて穴広げ性の劣化を招く。また、炭化物の生成量が多くなるため、再結晶が生じにくくなり、材質均一性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２８％以下であり、より好ましくは０．２６％以下である。
　Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下
　Ｓｉは、固溶強化により、鋼を強化する元素である。この効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、熱延、冷延での圧延荷重の著しい増加を招く。Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制する効果を持つため、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、セメンタイトの生成が抑制され、析出しなかったＣがＮｂやＴｉと炭化物を形成し粗大化し、材質均一性が劣化する。また、靭性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７％以下であり、より好ましくは２．４％以下である。
　Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を所定範囲にするために含有する。Ｍｎ含有量が１．０％未満であると、焼入れ性が不足し、パーライトが過剰に生成し、材質均一性が劣化する。また、鋼中のＳをＭｎＳとして固定し、熱間脆性を軽減するためにＭｎを含有する。よって、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．３％以上であり、より好ましくは１．６％以上である。一方、Ｍｎを過度に含有すると、鋳造偏析によりＭｎの濃化部と希薄部で熱延後のフェライト変態開始温度に差が生じる。その結果、熱間圧延した後の巻取温度で鋼板全域においてフェライトとパーライトから構成される組織とならず、一部にベイナイト組織が形成されるため、焼鈍後の組織の均一性が極端に悪化し、本発明で目標とする材質安定性が得られなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％を上限とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．３％以下であり、より好ましくは３．１％以下である。
　Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下
　Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとスポット溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。また、上記の観点からＰ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下がより好ましい。一方、現在工業的に実施可能なＰ含有量の下限は０．００２％である。よって、Ｐ含有量は０．００２％以上とする。
　Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下
　Ｓは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、溶接性に悪影響をもたらす。そのため、Ｓも有害元素であるため極力低減することが好ましい。介在物群による弊害を軽減するために、Ｓ含有量は少なくとも０．０２００％以下とする必要がある。より厳しい溶接条件下で使用する場合、Ｓ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましく、０．００１０％以下がより好ましい。一方、現在工業的に実施可能なＳ含有量の下限は０．０００２％である。よって、Ｓ含有量は０．０００２％以上とする。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）
　Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中介在物を低減するために含有する。安定して脱酸を行うために、ｓｏｌ．Ａｌは０．００５％以上であることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．２０％超となると、熱間圧延後の巻取り時に生成した炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、再結晶を抑制するため、材質均一性が劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の介在物を形成する元素であり、Ｎ含有量が０．０１０％超であると、鋼板長手方向での析出物のばらつきを抑制できず、鋼板長手方向で未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなるため、材質均一性が劣化する。このような悪影響を小さくするため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００５５％以下である。一方、現在工業的に実施可能なＮ含有量の下限は０．０００６％である。よって、Ｎ含有量は０．０００６％以上とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．００８％以上０．１０％以下
　Ｔｉはマルテンサイトやベイナイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。また、ＴｉＮとしてＮを固定することにより、鋳造性に悪影響を及ぼすＡｌＮを低減することにより鋳造性を改善する。このような観点から、Ｔｉ含有量は０．００８％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００９％以上であり、より好ましくは、０．０１％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になるとＴｉ系の介在物粒子群が多量に生成し、鋼板板幅方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなるため、材質均一性を劣化させる。このような悪影響を軽減するために、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは、０．０６％以下である。
　本発明の鋼板は、上記の成分を含有し、残部のＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。特に、本発明の一実施形態に係る鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　また、本発明の鋼板は、以下の任意元素を含有してもよい。以下の任意元素を好適な下限値未満で含む場合、任意元素を不可避的不純物として含むものとすることができる。
　Ｎｂ：０．２％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：０．４５％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＷ：０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上
　Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗは、結晶粒微細化による高強度化および鋼の焼入れ性の観点で、これらの１種または２種以上を含有させることができる。一方で、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗを過度に含有させると、介在物生成により焼入性が高くなり過ぎ、所望の鋼組織が得られなくなることで材質安定性を悪化させる要因となる。そのため、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗを含有する場合は、それぞれの含有量について、Ｎｂ：０．２％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：０．４５％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＷ：０．２％以下とする。上記上限量以下であれば本発明の効果を得られるので、これらの元素の含有量の下限はそれぞれ特に限定されない。
上記伸びフランジ性の改善の効果をより有効に得る観点からは、それぞれの含有量について、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｂ：０．０００３％以上、Ｃｕ：０．００１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｃｒ：０．００１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｖ：０．００１％以上、Ｚｒ：０．００１％以上、Ｗ：０．００５％以上とすることが好ましい。
　また、Ｎｂは、０．００５％以上であることがより好ましく、０．０１％以上であることがさらに好ましい。Ｎｂは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
　Ｂは、０．００４５％以下であることがより好ましく、０．００４０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃｕは、０．０５％以上であることがより好ましく、０．１％以上であることがさらに好ましい。Ｃｕは、０．６％以下であることがより好ましく、０．４％以下であることがさらに好ましい。
　Ｎｉは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃｒは、０．００５％以上であることがより好ましく、０．０１％以上であることがさらに好ましい。Ｃｒは、０．８％以下であることがより好ましく、０．６％以下であることがさらに好ましい。
　Ｍｏは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
　Ｖは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
　Ｚｒは、０．００２％以上であることがより好ましく、０．００４％以上であることがさらに好ましい。Ｚｒは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０１％以下であることがさらに好ましい。
　Ｗは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
　Ｓｂ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下
　Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、強度調整や、介在物制御等に使用される元素であり、これらの元素の１種または２種以上を上記上限量以下で含有しても本発明の効果は損なわれない。そのため、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを含有する場合は、それぞれの含有量について、Ｓｂ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下とする。上記上限量以下であれば本発明の効果を得られるので、これらの元素の含有量の下限はそれぞれ特に限定されない。
上記の強度調整や、介在物制御等の効果をより有効に得る観点からは、それぞれの含有量について、Ｓｂ：０．００１％以上、Ｓｎ：０．００１％以上、Ｃａ：０．０００２％以上、Ｍｇ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．０００２％以上とすることが好ましい。
　また、Ｓｂは、０．００２％以上であることがより好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。Ｓｂは、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１５％以下であることがさらに好ましい。
　Ｓｎは、０．００２％以上であることがより好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。Ｓｎは、０．０５％以下であることがより好ましく、０．０２％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃａは、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。Ｃａは、０．００４０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｍｇは、０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００４％以上であることがさらに好ましい。Ｍｇは、０．００５％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
　ＲＥＭは、０．００５％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
　次いで、本発明の鋼板の鋼組織について説明する。本発明の鋼板は、鋼組織全体に対する面積率で、フェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である。
　フェライトの面積率：５％以上５０％以下
　フェライトは軟質であるため、５０％を超えると所望の引張強度が得られない。そこで、フェライトの面積率は５０％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。一方、フェライトが５％を下回るとＣまたはＭｎの分配が十分に行われず、鋼板の板幅方向における所望の組織の均一性が確保できなくなる。したがって、フェライトの面積率は５％以上であり、好ましくは７％以上であり、より好ましくは９％以上である。
　マルテンサイトとベイナイトの面積率の合計：５０％以上９５％以下
　マルテンサイトおよびベイナイトはフェライトと比較して硬質であり、鋼板の高強度化に必要である。そのため、合計面積率が５０％を下回ると所望の引張強度が得られない。そのため、マルテンサイトとベイナイトの面積率の合計は５０％以上とし、好ましくは５５％以上であり、より好ましくは６０％以上である。一方、合計面積率が９５％を超える場合、強度が過剰となる。また、フェライトへの析出物生成量が多くなるため、再結晶が抑制され、鋼板幅方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなり、材質均一性が劣化する。マルテンサイトとベイナイトの面積率の合計は、好ましくは９３％以下であり、より好ましくは、９１％以下である。
　なお、フェライト、ベイナイトおよびマルテンサイト以外の残部組織は、残留オーステナイト、パーライト等を含む場合もある。残部組織は本発明の効果を害さない範囲で含むことができ、本発明では上記残部組織が面積率で１５％以下であれば許容される。残部組織の面積率は、好ましくは１０％以下である。これらの残部組織は面積率で０％であってもよい。すなわち、本発明の鋼板は、鋼組織全体に対する面積率で、フェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下からなっていてもよい。
本発明において、フェライトとは比較的高温でのオーステナイトからの変態により生成し、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織である。マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指す。ベイナイトとは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。パーライトとは比較的高温でオーステナイトから生成し、層状のフェライトとセメンタイトからなる組織を指す。残留オーステナイトは、オーステナイト中にＣ等の元素が濃化することでマルテンサイト変態点が室温以下となることで生成する。
　フェライトのうち未再結晶フェライトの全組織に対する面積率：０％以上１０％以下
　本発明でいう未再結晶フェライトとは、結晶粒内に亜粒界を有しているフェライト粒のことをいう。未再結晶フェライトは焼鈍時に再結晶することでフェライトとなるが、未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で１０％超となると鋼板の幅方向および長手方向で再結晶率にばらつきが生じ、材質均一性が劣化する。未再結晶フェライトを全組織に対する面積率で１０％以下にすることで、再結晶のばらつきを抑制できる。したがって、フェライトの面積率のうち未再結晶フェライトは全組織に対する面積率で１０％以下として、好ましくは８％以下である。未再結晶フェライト量は低減するほど好ましく、０％であっても構わない。
　鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差：５％以下
　未再結晶フェライトの面積率は穴広げ率に直接寄与するため、板幅方向の未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制することで、優れた材質均一性を得ることができる。本発明では、鋼板幅方向（圧延方向と垂直）における中央部、両端部および幅方向に１／４位置、３／４位置のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とする。
優れた材質均一性を得るために、未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差は５％以下とする。当該差は、好ましくは４％以下であり、より好ましくは３％以下である。当該差の下限は特に限定されず、０％であってもよい。当該差は、以下に記載の方法で測定できる。
　（好適条件）鋼板の長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差：５％以下
　前述した通り、未再結晶フェライトの面積率は穴広げ率に直接寄与するため、鋼板長手方向の未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制することで、優れた材質均一性を得ることができる。本発明では、鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下であることが好ましく、４％以下であることがより好ましい。鋼板の長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差の下限は特に限定されず、０％であってもよい。
本発明でいう「鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下」であるとは、鋼板長手方向（圧延方向）の全長にわたって、鋼板（コイル）単位での未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下であることを意味する。
　金属組織の定量化は、鋼板幅方向中央部と両端部（鋼板幅方向端部から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、幅方向１／４位置および３／４位置の計５箇所において、各鋼板の圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面を鏡面研磨する。
これら計５箇所の鋼板長手方向の採取位置は、鋼板長手方向中央部とする。
また、鋼板長手方向（圧延方向）の先端部（先端から長手方向中央側に１ｍ位置）、中央部、後端部（後端から長手方向中央側に１ｍ位置）のそれぞれにおいて同様に圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面を観察面とするように試験片を採取し、鏡面研磨する。
鋼板の鋼板長手方向（圧延方向）の先端部、中央部、及び後端部は、それぞれ幅方向中央部で試験片を採取する。
板厚断面をナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察する。倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび未再結晶フェライトの面積率を調査する。
面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とする。本発明のフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの面積率は鋼板幅方向中央部の長手方向中央部で求めた値である。
また、未再結晶フェライトの面積率は上記幅方向中央部と両端部、幅方向１／４位置および３／４位置のそれぞれで求め、計５箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出する。同様に鋼板長手方向における先端部、中央部、後端部のそれぞれで求め、３箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出する。フェライトおよび未再結晶フェライトは黒色、マルテンサイトは白色の組織を呈している。未再結晶フェライトは結晶粒内に亜粒界を有しており、亜粒界は白色を呈している。ベイナイトは、比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織である。
　また、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト以外の残部組織の面積率は、１００％からフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの合計面積率を引いて算出する。本発明では、その残部組織は、パーライトおよび残留オーステナイトの合計面積率であるとみなす。
　また、鋼板幅方向（圧延方向と垂直）における中央部、両端部および１／４位置、３／４位置のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とする。
　また、鋼板長手方向（圧延方向）における先端部、中央部、後端部のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とする。
　また、本発明の鋼板は、鋼板の表面にめっき層を有していてもよい。めっき層は、特に限られないが、例えば、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層といった亜鉛めっき層が挙げられる。
　次いで、本発明の高強度鋼板の特性について説明する。
本発明の鋼板の強度は、実施例に記載の方法で測定した引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上である。
本発明の鋼板は材質均一性に優れる。具体的には、実施例に記載の方法で実施した鋼板の板幅方向における、穴広げ率の最大値と最小値の差が１０％以下である。穴広げ率の最大値と最小値の差は、好ましくは５％以下であり、より好ましくは３％以下である。
また、穴広げ率は、特に限定されないが、１０％以上であることが好ましく、１５％以上であることがより好ましい。
　本発明の鋼板は、板厚が０．５ｍｍ以上であることが好ましく、０．７ｍｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の鋼板は、板厚が３．０ｍｍ以下であることが好ましく、２．０ｍｍ以下であることがより好ましい。
また、本発明の鋼板は、板幅方向で長さが６００ｍｍ以上であることが好ましく、７００ｍｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の鋼板は、板幅方向で長さが１６００ｍｍ以下であることが好ましく、１４００ｍｍ以下であることがより好ましい。
また、本発明の鋼板は、長手方向（圧延方向）で長さが１００ｍ以上であることが好ましく、５００ｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の鋼板は、長手方向（圧延方向）で長さが３０００ｍ以下であることが好ましく、２０００ｍ以下であることがより好ましい。
　次いで、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の鋼板の製造方法は、鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、かつ板幅方向の温度分布において巻取温度の差を５０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
　該熱間圧延工程後、前記熱延鋼板を冷間圧延することで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
　冷延鋼板に対して、６００℃から７００℃の温度域で式（１）を満たし、かつ板幅方向の温度分布において温度の差を５０℃以下とし、Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下の焼鈍温度まで加熱する焼鈍工程と、を含む。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
式（１）において、
ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。
　熱間圧延
　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。本発明の製造方法においては、スラブ加熱温度を１２２０℃以上とすることが重要である。スラブ加熱温度が１２２０℃よりも低い場合は、鋳造時に生成したＴｉ系の析出物が十分に固溶せず、析出物量が多くなるため、材質均一性が劣化する。スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、１４００℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延では、常法通り、スラブ加熱時の平均加熱速度は５～１５℃／ｍｉｎとすればよい。
　スラブ加熱時間：１．０時間以上
　スラブ加熱時間が１．０時間未満であると、十分にＴｉ系析出物を固溶しきれないため、析出物量が多くなり、材質均一性が劣化する。そのため、１２２０℃以上のスラブ加熱温度でのスラブ加熱時間は１．０時間以上とする。スラブ加熱時間の上限は特に限定しないが、３．０時間以下とすることが好ましい。
　巻取温度：６５０℃以下
　巻取温度が６５０℃超では、巻取時に生成するＴｉ系析出物の析出量が多くなるため、鋼板の板幅での未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制できず、材質均一性が劣化する。したがって、巻取温度は６５０℃以下であり、好ましくは６４０℃以下である。鋼板表面に生成した１次、２次スケールを除去するためにデスケーリングは適宜行ってよい。熱延コイルを冷間圧延する前に十分酸洗してスケールの残存を軽減するのがよい。また、冷間圧延荷重低減の観点から必要に応じて熱延鋼板に焼鈍を施してもよい。一方、巻取温度が４００℃未満になると、鋼板の形状不良が発生したり、鋼板が過度に硬質化して冷間圧延時の破断を引き起こしたりする可能性がある。したがって、巻取温度は、好ましくは４００℃以上であり、より好ましくは４２０℃以上である。
　板幅方向の温度分布における巻取温度の差：５０℃以下
　巻取時の鋼板幅方向中央部と両端部（鋼板幅方向端から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）との温度差（巻取温度の差）は、Ｔｉ系析出物の析出量を調整することにより、上記の未再結晶フェライトの面積率を制御するための重要な製造条件である。この巻取温度の差は、小さいほど好ましい。板幅方向の温度分布において巻取温度の差が５０℃を超えると、巻取温度が高いところと低いところでＴｉ系析出物の析出量および析出物径の差が顕著になる。その結果、再結晶の抑制効果について、板幅方向におけるばらつきが大きくなり、焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が小さい高強度鋼板は得られない。したがって、板幅方向の温度分布において巻取温度の差は５０℃以下とし、好ましくは４０℃以下とし、より好ましくは３０℃以下とする。
ここで、板幅方向の温度分布は、放射温度計で測定し、面的に観測できるサーモビュアーを用いて確認することができる。「巻取温度の差」とは、上記温度分布における最大値と最小値の差である。
また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターなどを用いて鋼板幅方向端部近傍を加熱したり、エッジマスキングにより冷却量を調整したりする方法を採用すればよい。加熱方法は特に限定されるものではなく、直火加熱や誘導加熱などで行うことができる。なお、上記差の下限は特に限定されないが、５℃未満とするには巻取直前にエッジヒーターを増設するなどの多額の設備投資が必要になるため、好ましくは５℃以上とする。
　（好適条件）鋼板の長手方向における温度分布における巻取温度の差：７０℃以下
　鋼板の長手方向の中央部では、巻取温度が最も高くなりやすく、かつ巻取後の冷却速度が最も遅くなりやすい。一方、鋼板の長手方向における先端部と後端部では、巻取温度が最も低くなりやすく、かつ巻取後の冷却速度が最も速くなりやすい。
そのため、鋼板の長手方向における中央部では、微細析出物が最も少なくなりやすく、未再結晶フェライトは最も少なくなりやすい。一方、鋼板の長手方向における先端部および後端部では微細析出物が最も多くなりやすく、未再結晶フェライトは最も多くなりやすい。
したがって、本発明における巻取時の鋼板の長手方向（圧延方向）の先端部（先端から長手方向中央側に１ｍ位置）、中央部、後端部（後端から長手方向中央側に１ｍ位置）の温度差（巻取温度差）は、Ｔｉ系析出物の析出量を制御することにより、上記の未再結晶フェライトの面積率を制御するために小さいほど好ましい。
鋼板の長手方向の温度分布において、巻取温度の差が７０℃を超えると、巻取温度が高いところと低いところでＴｉ系析出物の析出量および析出物径の差が顕著になる。その結果、再結晶の抑制効果について、長手方向におけるばらつきが大きくなり、焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が小さい高強度鋼板は得られない。したがって、鋼板の長手方向の温度分布において、巻取温度の差は７０℃以下とすることが好ましく、５０℃以下とすることがより好ましく、４０℃以下とすることがさらに好ましい。
　冷間圧延
　冷間圧延で、圧下率（累積圧下率（冷間圧延率））を２０％以上とすれば、その後の連続焼鈍における再結晶挙動、集合組織配向を安定化させることができる。２０％に満たない場合、焼鈍時のオーステナイト粒が一部粗大となり、強度が低下する恐れがある。よって、冷間圧延の圧下率は２０％以上とすることが好ましい。
圧下率の上限は設けないが、冷間圧延負荷の都合上、９５％以下であることが好ましい。
　焼鈍工程
　本発明の焼鈍工程では、冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に対して、６００℃から７００℃の温度域で式（１）を満たし、かつ板幅方向の温度分布において温度の差を５０℃以下とし、Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下の焼鈍温度で加熱する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
式（１）において、
ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは、ｉ番目の温度（℃）であって、６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。
具体的に、Ｓｉは６００℃から７００℃に向けてｉ番目の温度（℃）である。すなわち、Ｓ１～Ｓｎ＋１については、Ｓ１を開始温度：６００℃とし、到達温度Ｓｎ＋１：７００℃に向けて時間ｔの増加に伴い、Ｓ２、Ｓ３、Ｓ４・・・の順に温度が特定される。
　本発明では、６００℃から７００℃の温度域で上記式（１）を満たすようにする。
　上記式（１）の右辺を設定するために、昇温過程および均熱過程における炉内の温度計の指標を用いる。加えてライン速度を加味して実際にさらされている熱履歴から逆算することで、鋼板の熱履歴を把握することができる。その温度と時間との関係から上記式（１）の右辺は設定できる。
　再結晶は６００℃から７００℃の温度域で促進され、この温度域における滞留時間を長くすることが再結晶を促進させるためには必要である。滞留時間を長くすることで、再結晶を促進させることに加え、板全幅における温度均一性を確保し、組織の均一性を向上させる。この滞留時間が短くなると再結晶が十分に進行せず、未再結晶フェライト量が増加し、鋼板板幅および長手方向の再結晶率にばらつきが生じ、材質均一性が劣化する。また、一方で、なるべく早く７００℃近くまで加熱することも必要となる。これらの技術思想に基づいて、６００℃から７００℃の温度域で上記式（１）を満たすようにし、下記式（１Ａ）を満たすことが好ましく、下記（１Ｂ）を満たすことがより好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
　式（１Ａ）、式（１Ｂ）において、
ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは、ｉ番目の温度（℃）であって、６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。
　６００℃から７００℃までの加熱過程での板幅方向の温度分布における温度の差：５０℃以下
　加熱時の幅方向中央部と端部（鋼板幅方向端から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、１／４位置、３／４位置における温度差は、再結晶の促進効果により、焼鈍後の上記未再結晶フェライトの面積率の差を５％以下に制御するために重要である。そのため、上記温度差は小さいほど好ましい。温度差が５０℃を超えると再結晶率の差が顕著となり、焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が５％を超えるため、本発明が目的とする焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が小さい高強度鋼板は得られない。したがって、上記温度の差は５０℃以下とする。また、上記温度の差は、好ましくは３０℃以下とし、より好ましくは２０℃以下とする。
ここで、板幅方向の温度分布は、放射温度計で確認することができる。また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターなどを用いて鋼板幅方向端部近傍を加熱したり、エッジマスキングにより冷却量を調整したりする方法を採用すればよい。加熱方法は特に限定されるものではなく、直火加熱や誘導加熱などで行うことができる。なお、板幅方向の温度分布における温度の差は小さい方が好ましいが、得られる効果のみならず調整の容易性を考慮すると、温度差は、２℃以上であることが好ましい。
　焼鈍温度：Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下
　焼鈍温度をＡｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下にすることで、適切にフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率を制御することができる。Ａｃ１点以下では焼鈍時のオーステナイト量が不足し、強度が得られない。一方、（Ａｃ３点＋５０℃）以上では逆変態したオーステナイトの粒径の粗大化が顕著となり、フェライトおよび／またはベイナイトおよびマルテンサイトの粒径の粗大化が顕著となり、引張強度が確保できない。また、所望のフェライト量を確保できない。保持時間は特に限定されないが、１０秒以上であることが好ましい。また、保持時間は９００秒以下であることが好ましい。
　なお、ここでいうＡｃ１点およびＡｃ３点は以下の式により算出する。また、下記式において［元素記号］は各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない元素は０（零）とする。（「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、２７３頁））
Ａｃ１（℃）＝７２３－１０．７×［Ｍｎ］－１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－（３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］－７００×［Ｐ］－４００×［ｓｏｌ．Ａｌ］－１２０×［Ａｓ］－４００×［Ｔｉ］）
　上記焼鈍温度での均熱後の冷却条件は特に限定されず、例えば、冷却停止温度が４００～５００℃、平均冷却速度３０℃／ｓ以下、４００～５００℃の温度域にある保持時間１０～１００秒という条件が挙げられる。
　また、鋼板の特性を変化させなければ、上記焼鈍工程後に、めっき処理を施すめっき工程を施すことができる。めっき処理は、例えば、鋼板表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきといった亜鉛めっきを施す処理である。鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す場合は、例えば、上記により得られた鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成することが好ましい。ここで、めっき処理後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。
　溶融亜鉛めっき処理後の鋼板に対して合金化処理を施すことにより合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。溶融亜鉛めっきを合金化する場合、４５０℃以上６００℃以下の温度域で５秒以上保持して合金化することが好ましい。保持時間が５秒未満では十分に合金化が進まずめっき密着性や耐食性が劣化しやすくなるため、保持時間は５秒以上とすることが好ましい。
また、合金化処理を施す場合、保持温度が４５０℃未満では十分に合金化が進まずめっき密着性や耐食性が劣化する。また、保持温度が６００℃を超えると合金化が過度に進行してプレス時にパウダリングなどの問題が発生する。このため保持温度は４５０～６００℃とするのが好ましい。
なお、鋼板表面に電気亜鉛めっきを施す場合は、電気亜鉛めっき処理の処理条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
　（好適条件）めっき工程後、室温以上から２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持
　めっき工程後の冷却条件は特に限定されず、常法に従えばよい。冷却方法としては、例えば、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷および空冷などを適用することができる。表面酸化防止の観点から室温以上２５０℃以下まで冷却する。
室温は、特に限定されず、１０～３０℃としてよい。
平均冷却速度は、１℃／秒以上５０℃／秒以下とすることが好適である。
ついで、上記冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱することにより、最終組織のマルテンサイト中のフレッシュマルテンサイトの面積率を低減でき、より均一な組織が得られる。鋼板温度がマルテンサイト変態点を下回ると、未変態オーステナイトはマルテンサイトに変態し、高温で変態したマルテンサイトは冷却中に焼戻しが進行することにより、最終組織はフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトが混在する。再加熱することにより、フレッシュマルテンサイトは焼戻され焼戻しマルテンサイトとなり、最終組織のマルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、組織の均一性が向上する。組織の均一性の向上に伴って、材質の均一性も向上する。一方、再加熱温度が４４０℃を超える場合、亜鉛めっき等のめっきが一部溶解し、ロールに付着してしまい、均一に亜鉛めっきがなされた溶融亜鉛めっき鋼板等のめっき鋼板が得られない。また、過度に焼戻しが進行することによって所望の引張強度（ＴＳ）が得られない恐れがある。また、再加熱時間が２０秒未満の場合、十分な焼戻しの効果が得られない。
よって、めっき工程後に再加熱を行う場合、室温以上から２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する。
　その後、必要に応じて伸長率０．１～５．０％の調質圧延を施してもよい。
　以上説明した本実施形態に係る製造方法によれば、熱延条件および焼鈍温度や時間を制御することで、組織分率および鋼板板幅および長手方向の未再結晶フェライトの面積率のばらつきを制御することができ、材質均一性に優れた高強度鋼板を得ることが可能となる。
　次に、本発明の部材及びその製造方法について説明する。
　本発明の部材は、本発明の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する。
　本発明の鋼板は、高強度化と材質均一性とを両立しているので、本発明の鋼板を用いて得た部材は、良好な部品形状の維持が可能である。そのため、本発明の部材は、例えば、自動車用構造部材に好適に用いることができる。
　成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。
［実施例１］
　本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。ただし、発明の範囲は実施例に限定されない。
　評価用鋼板の製造
　表１に示す成分組成を有する鋼を溶製し、スラブに鋳造して、室温まで冷却した後、表２の条件でスラブ加熱を行い、仕上圧延温度９００℃、仕上板厚３．２ｍｍの条件で熱間圧延を施し、巻き取った。製造した熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延により、仕上板厚１．４ｍｍの冷延鋼板とし、表２に示す条件の焼鈍を施し、鋼板（高強度鋼板）を製造した。
焼鈍温度での保持時間は１００秒とした。
　表２中、以下の式（１）において、ｎ＝１０とし、ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間を１０等分した時間（秒）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
　式（１）において、Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：１０以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｉはｉ番目の温度（℃）である。すなわち、Ｓ１～Ｓ１１については、Ｓ１：開始温度＝６００℃、Ｓ１１：到達温度＝７００℃とし、開始温度から到達温度に向けて時間ｔの増加に伴い、Ｓ２、Ｓ３、Ｓ４、Ｓ５、Ｓ６、Ｓ７、Ｓ８、Ｓ９、Ｓ１０の順に温度が特定される。
　めっき工程では、溶融亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩともいう）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）を得た。
なお、表２では、めっき工程の種類についても、「ＧＩ」および「ＧＡ」と表示している。表２中、ＧＩ鋼板の場合に合金化処理行わないため合金化温度を－と示す。
冷延鋼板の場合めっき種類に－と示す。亜鉛めっき浴温は、ＧＩおよびＧＡいずれを製造する場合も、４７０℃とした。
　また、亜鉛めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ/ｍ２とした。
　なお、最終的に得られた溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の組成は、ＧＩでは、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～０．３３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。また、ＧＡでは、Ｆｅ：８．０～１２．０質量％、Ａｌ：０．１～０．２３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。また、亜鉛めっき層はいずれも、下地鋼板の両面に形成した。
　また、Ｎｏ．３６については、めっき工程後の再加熱工程として、３０℃の冷却停止温度まで冷却し、ついで、１８０℃の再加熱温度まで再加熱して、５０秒保持する処理を行った。
　得られた鋼板は、板幅方向で長さが１０００ｍｍであり、長手方向（圧延方向）で長さが１０００ｍであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
  
　得られた鋼板について、金属組織の定量化を行い、さらに引張試験、穴広げ試験を行った。
　金属組織の定量化は、鋼板幅方向中央部と両端部（鋼板幅方向端部から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、幅方向１／４位置および３／４位置の計５箇所において、各鋼板の圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面を鏡面研磨した。
これら計５箇所の鋼板長手方向の採取位置は、鋼板長手方向中央部とした。
また、鋼板長手方向（圧延方向）の先端部（先端から長手方向中央側に１ｍ位置）、中央部、後端部（後端から長手方向中央側に１ｍ位置）のそれぞれにおいて同様に圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面を観察面とするように試験片を採取し、鏡面研磨した。
鋼板の鋼板長手方向（圧延方向）の先端部、中央部、及び後端部は、それぞれ幅方向中央部で試験片を採取した。
板厚断面をナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび未再結晶フェライトの面積率を調査した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。本発明のフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの面積率は鋼板幅方向中央部の長手方向中央部で求めた値である。また、未再結晶フェライトの面積率は上記幅方向中央部と両端部、幅方向１／４位置および３／４位置のそれぞれで求め、計５箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出した。同様に鋼板長手方向における先端部、中央部、後端部のそれぞれで求め、３箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出した。上記の観察される金属組織のうち、フェライトは比較的高温でオーステナイトからの変態により生成し、ｂｃｃ格子の結晶粒からなる組織である。フェライトおよび未再結晶フェライトは黒色、マルテンサイトは白色の組織を呈している。未再結晶フェライトは結晶粒内に亜粒界を有しており、亜粒界は白色を呈している。また、ベイナイトは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状または板状のフェライト中に球状の炭化物が分散した組織である。
　また、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト以外の残部組織の面積率を、１００％からフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの合計面積率を引いて算出した。本発明では、その残部組織は、パーライトおよび残留オーステナイトの合計面積率であるとみなした。
　本発明では、鋼板幅方向（圧延方向と垂直）における中央部、両端部および１／４位置、３／４位置のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とした。
　本発明では、鋼板長手方向（圧延方向）における先端部、中央部、後端部のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とした。
　引張試験は、各鋼板の圧延方向に対して垂直方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行った。引張試験により、引張強度（表３でＴＳと表記）を測定した。なお、表３に記載した引張強度（ＴＳ）は、鋼板長手方向（圧延方向）の中央部かつ幅方向中央部で試験片を採取して測定した値である。
　穴広げ率はＪＩＳ Ｚ ２２５６の規定に準拠した穴広げ試験により評価した。得られた鋼板の幅方向中央部より、１００ｍｍ角の試験片を３枚採取し、１０ｍｍ径のパンチおよびクリアランス：１２．５％となるダイスを用いて打ち抜き、バリ面を上面にして頂角６０°の円錐ポンチを用いて移動速度１０ｍｍ／ｍｉｎで実施して穴広げ率（λ）を測定し、その平均値を評価した。計算式は下記に示す。
穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
Ｄ：亀裂が板厚を貫通した時の穴径、Ｄ０：初期穴径（１０ｍｍ）
　また、鋼板幅方向中央部および両端部（鋼板幅方向端から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、幅方向１／４位置および３／４位置の５箇所において１００ｍｍ角の試験片を３枚ずつ採取し、上記と同様に穴広げ試験を実施し、得られた各位置における３枚の平均値の最大値と最小値の差を、本発明における「板幅方向における穴広げ率の最大値と最小値の差」とした。また、鋼板長手方向（圧延方向）における先端部、中央部、後端部の３箇所において１００ｍｍ角の試験片を３枚ずつ採取し、上記と同様に穴広げ試験を実施し、得られた各位置における３枚の平均値の最大値と最小値の差を、「鋼板長手方向における穴広げ率の最大値と最小値の差」とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
  
　成分組成、熱間圧延条件、焼鈍条件が適正化された鋼では、１１８０ＭＰａ以上のＴＳが得られている。また、未再結晶フェライトの面積率が１０％以下であり、さらに幅方向の未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下に抑えられている。鋼板の材質安定性については、幅方向の穴広げ率の最大値と最小値の差が１０％以下に抑えられており、優れた材質安定性が得られている。本発明の鋼板は１１８０ＭＰａ以上の引張強さと、鋼板幅方向における穴広げ率の最大値と最小値の差が１０％以下であることの双方を具備する。比較例の鋼板は、それらの条件のうち少なくともいずれか一つを満足していない。
［実施例２］
　実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板（亜鉛めっき鋼板）をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板（亜鉛めっき鋼板）と、実施例１の表３のＮｏ．２（本発明例）の鋼板（亜鉛めっき鋼板）とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明の鋼板（亜鉛めっき鋼板）は、材質均一性に優れると共に、高強度を有しており、実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．２（本発明例）の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
［実施例３］
　実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．１９（本発明例）の鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明の鋼板（亜鉛めっき鋼板）は、材質均一性に優れると共に、高強度を有しており、実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．１９（本発明例）の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
 

Claims (13)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、
    Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、
    Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｔｉ：０．００８以上０．１０％以下、
    を含有し、
    残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　鋼板組織が、面積率でフェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、
    　前記フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、
    　鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である、鋼板。
  2. 　鋼板の長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに質量％で、
    Ｎｂ：０．２％以下、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    Ｃｕ：１％以下、
    Ｎｉ：０．５％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｍｏ：０．３％以下、
    Ｖ：０．４５％以下、
    Ｚｒ：０．２％以下および
    Ｗ：０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　前記成分組成が、さらに質量％で、
    Ｓｂ：０．１％以下、
    Ｓｎ：０．１％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．０１％以下および
    ＲＥＭ：０．０１％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  5. 　鋼板表面にめっき層を有する、請求項１～４のいずれかに記載の鋼板。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
  7. 　請求項１～４のいずれかに記載の鋼板を製造する鋼板の製造方法であって、
    　鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、かつ板幅方向の温度分布において前記巻取温度の差を５０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    　該熱間圧延工程後、前記熱延鋼板を冷間圧延することで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板に対して、６００℃から７００℃の温度域で式（１）を満たし、かつ板幅方向の温度分布において温度の差を５０℃以下とし、Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下の焼鈍温度まで加熱する焼鈍工程と、を含む、鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
    式（１）において、
    ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。
  8. 　前記熱間圧延工程で、
    　鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、板幅方向の温度分布において前記巻取温度の差を５０℃以下とし、かつ鋼板の長手方向における温度分布において前記巻取温度の差を７０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る、請求項７に記載の鋼板の製造方法。
  9. 　前記焼鈍工程後に、めっき処理を施すめっき工程を含む、請求項７または８に記載の鋼板の製造方法。
  10. 　前記めっき工程で溶融亜鉛めっき処理を施す、請求項９に記載の鋼板の製造方法。
  11. 　前記めっき工程で前記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施す、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
  12. 　前記めっき工程後、室温以上２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、前記冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する再加熱工程を含む、請求項９～１１のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
  13. 　請求項７～１２のいずれかに記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
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WO2016031166A1 (ja) * 2014-08-28 2016-03-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2021020439A1 (ja) * 2019-07-31 2021-02-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016031166A1 (ja) * 2014-08-28 2016-03-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2021020439A1 (ja) * 2019-07-31 2021-02-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法

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