WO2025192079A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法

Info

Publication number
WO2025192079A1
WO2025192079A1 PCT/JP2025/003146 JP2025003146W WO2025192079A1 WO 2025192079 A1 WO2025192079 A1 WO 2025192079A1 JP 2025003146 W JP2025003146 W JP 2025003146W WO 2025192079 A1 WO2025192079 A1 WO 2025192079A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
temperature range
strength steel
strength
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2025/003146
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
重宏 ▲高▼城
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to JP2025527749A priority Critical patent/JP7800779B1/ja
Publication of WO2025192079A1 publication Critical patent/WO2025192079A1/ja
Pending legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet with a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, suitable primarily for use in structural parts of automobile bodies and electrical parts, and to a method for manufacturing the same.
  • TS tensile strength
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a technique in which, in the final annealing process, the sheet is cooled to a temperature below the Ms point, then reheated, and the martensite formed during cooling is tempered to achieve high stretch flangeability.
  • Patent Document 3 discloses a method in which the steel sheet is tempered after being plated.
  • Patent Document 4 discloses a method for producing steel sheets with good bending properties and bendability by plating the steel sheet, cooling it to a temperature below 200°C, and then further tempering it in the temperature range of 100°C to 600°C.
  • Patent Document 7 discloses a technique for controlling the yield ratio by controlling the structure of quenched/tempered martensite, etc., and in its examples, it shows high yield ratios of over 85%.
  • the area ratio of tempered martensite shown in this patent document is low, at around 40% at most, and the total elongation value is low at 9.9%, which is an issue.
  • Patent Document 8 also shows a yield ratio of 85% in its examples, but has the problem of a low total elongation value of 9%.
  • Patent No. 5463685 International Publication No. 2009/054539 Japanese Patent Application Publication No. 06-108152 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2017-48412 Patent No. 6787525 Patent No. 6705561 Patent No. 6414246 Patent No. 6631760 Patent No. 6787526 International Publication No. 2017/179372
  • Patent Document 4 discloses an invention that achieves good elongation properties by forming a surface decarburized layer, and explains that soft ferrite in the surface layer improves bending formability.
  • the formation of soft ferrite in the surface layer not only reduces the strength level of the base material, but also promotes the formation of microcracks and voids during processing by increasing the number of microstructural interfaces between ferrite and martensite, which have different mechanical properties. Materials with tensile strengths exceeding 980 MPa are particularly susceptible to hydrogen embrittlement and fracture.
  • the inventors have investigated a manufacturing method for improving the strength-ductility balance of high-strength steel plate that contains 70% or more primarily tempered martensite, with the remainder primarily austenite, and has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • the present invention was made in light of the above circumstances. Its objective is to provide a high-strength steel plate and manufacturing method that achieves a TS of 980 MPa or more, a yield ratio (YR) of 70% or more, an El of 10,000/TS (MPa)% or more, i.e., El x TS ⁇ 10,000 MPa ⁇ %, while also providing hydrogen embrittlement resistance in the bent portion.
  • the inventors conducted extensive research to resolve the above issues.
  • the inventors focused on the upstream manufacturing processes, including the chemical composition of the steel, and primarily made improvements to the heat treatment process beyond simple adjustments of temperature and time.
  • the gist of the present disclosure is as follows: [1] In mass%, C: 0.090% or more and 0.300% or less, Si: 0.50% or more and 2.50% or less, Mn: 1.8% or more and 4.0% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.200% or less, N: 0.0200% or less, and O: 0.0100% or less, Cu: 0.005% or more and 0.5% or less, Sn: 0.005% or more and 0.5% or less, and Sb: 0.001% or more and 0.07% or less and below, in a total amount such that 0.005 ⁇ 0.07 is satisfied, where ⁇ is a dimensionless quantity expressed as [Sb]+[Cu]/10+[Sn]/10, and [Sb], [Cu], and [Sn] represent the respective contents (mass%), and are zero when not contained, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel structure at the 1/4 coil width position and the 1/4 plate thickness position satisfies the following: ferrite has an area fraction of 0% to 5%, retained austenite has a volume fraction of 3% to 20%, tempered martensite has an area fraction of 70% or more, and fresh martensite has an area fraction of 0% to 20%. Furthermore, the steel structure at the 1/4 coil width position and the outermost plate thickness layer satisfies the following: ferrite has an area fraction of 0% to 5%, retained austenite has a volume fraction of 3% to 20%, tempered martensite has an area fraction of 70% or more, and fresh martensite has an area fraction of 0% to 20%.
  • a high-strength steel plate in which the proportion of retained austenite having a tensile strength ratio of 2.0 or more to the total retained austenite is 50% or less, a tensile strength TS and a yield strength YS are TS ⁇ 980 MPa and 100 ⁇ YS/TS ⁇ 70, and in the hardness distribution in the plate thickness direction, the relationship between the hardness value H025 at a position 1/4 of the plate thickness and the hardness value H005 at a position 1/20 of the plate thickness is 2.5 ⁇ 100 ⁇ (H025 ⁇ H005)/H025 ⁇ 20.0.
  • a method for producing a high-strength steel sheet comprising: removing scale from the steel sheet surface by pickling, and then heating a cold-rolled sheet obtained at a cold rolling reduction of 30% or more to a temperature of Ac3+10°C or higher and 950°C or lower; cooling the sheet at an average cooling rate of 10°C/s or higher and 100
  • [7] The method for manufacturing a high-strength steel plate according to [6], wherein the steel is cooled from 400°C to a cooling stop temperature range of 50°C to 300°C at an average cooling rate of 5°C/s to 20°C/s, and then held in the cooling stop temperature range for 0.5 seconds or more.
  • [9] The method for producing a high-strength steel sheet according to [6] or [7], further comprising hot-dip galvanizing.
  • the present invention makes it possible to obtain a higher strength-ductility balance than ever before while maintaining a high yield strength ratio.
  • the range of applications for automobile body parts is expanded, and it can also be used for parts that require complex press processing.
  • it can make a significant contribution to reducing the weight of automobile bodies, and it can also improve the hydrogen embrittlement resistance of processed parts, particularly bent parts that are subject to particularly strict forming conditions, which is an issue specific to high-strength materials.
  • C is one of the important basic components of steel, and in the present invention, it is an important element that affects the fractions of martensite, ferrite, and retained austenite. If the C content is less than 0.090%, the fraction of martensite decreases, making it difficult to achieve the desired tensile strength. On the other hand, if the C content exceeds 0.300%, the martensite becomes embrittled, making it difficult to achieve the desired elongation. Therefore, the C content is set to 0.090% or more and 0.300% or less.
  • the preferred lower limit is 0.120% or more, and the more preferred lower limit is 0.150% or more.
  • the preferred upper limit is 0.280% or less, and the even more preferred upper limit is 0.240% or less.
  • Silicon (Si) is one of the important basic components of steel.
  • silicon suppresses carbide formation during continuous annealing and promotes the formation of retained austenite, thereby affecting the hardness of martensite and the fraction of retained austenite. If the Si content is less than 0.50%, the fraction of retained austenite decreases, making it difficult to achieve the desired elongation. On the other hand, if the Si content exceeds 2.50%, the carbon concentration in the retained austenite increases excessively, resulting in reduced local ductility. For example, cracks are more likely to form on the surface layer during bending tests. Therefore, the Si content is set to 0.50% or more and 2.50% or less.
  • the preferred lower limit is 0.60% or more, more preferably 0.80% or more.
  • the preferred upper limit is 2.00% or less, more preferably 1.80% or less.
  • Mn is one of the important basic components of steel, and in the present invention, it is an important element that affects the fraction of martensite. If the Mn content is less than 1.8%, the fraction of martensite decreases, making it difficult to achieve a TS of 980 MPa or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.0%, the fraction of tempered martensite decreases, reducing local ductility. Bendability also decreases. Therefore, the Mn content is set to 1.8% or more and 4.0% or less.
  • the preferred lower limit is 2.0% or more, more preferably 2.2% or more.
  • the preferred upper limit is 3.8% or less, more preferably 3.6% or less.
  • P 0.100% or less
  • P segregates at prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries, reducing the local ductility of the steel sheet and decreasing elongation. It also reduces bendability. Therefore, the P content must be 0.100% or less. While there is no particular lower limit for the P content, it is preferable to set it to 0.001% or more because P is a solid-solution strengthening element and can increase the strength of the steel sheet. Therefore, the P content is set to 0.100% or less, preferably 0.070% or less.
  • S 0.0200% or less
  • S exists as sulfides and reduces the local ductility of the steel sheet, thereby reducing elongation. It also reduces bendability. Therefore, the S content must be 0.0200% or less. While there is no particular lower limit for the S content, it is preferably 0.0001% or more due to production technology constraints. Therefore, the S content is 0.0200% or less, preferably 0.0050% or less.
  • Al 0.200% or less
  • Al raises the A3 transformation point and causes a large amount of ferrite to be included in the microstructure, preventing high strength achieved by utilizing the martensite structure. Therefore, the Al content must be 0.200% or less.
  • the Al content is preferably 0.001% or more because it suppresses the formation of carbides during continuous annealing and promotes the formation of retained austenite. A more preferred range is 0.150% or less.
  • N 0.0200% or less
  • N exists as a nitride and reduces the local ductility of the steel sheet, thereby reducing elongation. It also reduces bendability. Therefore, the N content must be 0.0200% or less. Although there is no particular lower limit for the N content, due to constraints on production technology, the N content is preferably 0.0001% or more. Therefore, the N content is 0.0200% or less, preferably 0.0050% or less.
  • O exists as an oxide and reduces the local ductility of the steel sheet, thereby reducing elongation. It also reduces bendability. Therefore, the O content must be 0.0100% or less. While there is no particular lower limit for the O content, due to constraints on production technology, the O content is preferably 0.0001% or more. Therefore, the O content is 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • Cu and Sn contents are preferably 0.5% or less. While there is no particular lower limit for the contents, since these elements improve hardenability, the contents are more preferably 0.005% or more. A more preferable lower limit for Cu and Sn is 0.01% or more. An even more preferable upper limit for Cu and Sn is 0.30% or less.
  • the Sb content be 0.07% or less. While there is no specific lower limit for the Sb content, it is more preferable that the content be 0.001% or more in order to obtain the effect of surface decarburization. More preferably, it should be 0.004% or more.
  • ⁇ 0.005 or more and 0.07 or less
  • Cu, Sn, and Sb are features of the present invention, and at least two of these elements must be contained, with ⁇ being 0.005 or greater.
  • ⁇ is a dimensionless quantity expressed as [Sb] + [Cu]/10 + [Sn]/10, where [Sb], [Cu], and [Sn] represent their respective contents (mass%) and are zero when not contained.
  • These elements are known as surface segregation elements, and adding a certain amount can suppress surface decarburization during the annealing process and ultimately suppress microstructural non-uniformity in the sheet thickness direction. More preferably, ⁇ is 0.010 or greater, and even more preferably, 0.015 or greater.
  • the upper limit of ⁇ must be 0.07 or less. If it exceeds 0.07, bendability decreases.
  • the upper limit of ⁇ is preferably 0.05 or less, and even more preferably, 0.03 or less.
  • a high-strength steel sheet according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above-mentioned components, with the balance including Fe and unavoidable impurities.
  • a high-strength steel sheet according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above-mentioned components, with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include H, Zn, Pb, As, Se, Ge, Sr, and Cs. A total content of 0.100% or less of these impurities is acceptable.
  • the high-strength steel plate of the present invention may further contain, by mass%, at least one element selected from Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Ni: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% or less, and Bi: 0.200% or less, either alone or in combination.
  • V content be 0.200% or less. While there is no specific lower limit for the V content, it is more preferable that the V content be 0.001% or more, because V increases the strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing. Therefore, if V is contained, its content should be 0.200% or less. A more preferable lower limit is 0.001% or more. A more preferable upper limit is 0.100% or less.
  • Ta and W if each is 0.10% or less, do not form large amounts of coarse precipitates or inclusions, and do not reduce the local ductility of the steel sheet, resulting in no reduction in elongation. Furthermore, bendability is not reduced. Therefore, it is preferable that the Ta and W contents be 0.10% or less. While there are no specific lower limits for the Ta and W contents, it is more preferable that the Ta and W contents be 0.01% or more, since they increase the strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing. Therefore, if Ta and W are contained, their contents should be 0.10% or less. More preferably, the Ta and W contents are 0.01% or more. An even more preferable Ta and W content is 0.08% or less.
  • the Cr and Mo contents be 1.00% or less. While there are no specific lower limits for the Cr and Mo contents, it is more preferable that the Cr and Mo contents be 0.01% or more, as these elements improve hardenability. Therefore, if Cr and Mo are contained, their contents should each be 1.00% or less. More preferably, the Cr and Mo contents are 0.01% or more. An even more preferable Cr and Mo content is 0.80% or less.
  • Co is 0.010% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase, and the local ductility of the steel sheet is not reduced, so elongation does not decrease. Furthermore, bendability does not decrease. Therefore, it is preferable that the Co content be 0.010% or less. While there is no particular lower limit for the Co content, because Co is an element that improves hardenability, it is more preferable that the Co content be 0.001% or more. Therefore, if Co is contained, its content should be 0.010% or less. A more preferable Co content is 0.001% or more. An even more preferable Co content is 0.008% or less.
  • Ni is 0.200% or less, cracks will not form inside the steel sheet during casting or hot rolling, and the local ductility of the steel sheet will not be reduced, so elongation will not be reduced. Furthermore, bendability will not be reduced. Therefore, it is preferable that the Ni content be 0.200% or less. While there is no specific lower limit for the Ni content, since Ni is an element that improves hardenability (generally an element that improves corrosion resistance), it is more preferable that the Ni content be 0.001% or more. Therefore, if Ni is contained, its content should be 0.200% or less, and more preferably 0.001% or more. An even more preferable Ni content is 0.150% or less.
  • Ca, Mg, and REM if each is 0.0100% or less, do not increase coarse precipitates or inclusions, do not reduce the local ductility of the steel sheet, and therefore do not reduce elongation. Furthermore, bendability does not decrease. Therefore, it is preferable that the Ca, Mg, and REM contents be 0.0100% or less. While there are no specific lower limits for the Ca, Mg, and REM contents, since these elements spheroidize the shape of nitrides and sulfides and improve the local ductility of the steel sheet, it is more preferable that the Ca, Mg, and REM contents be 0.0005% or more. Therefore, if Ca, Mg, and REM are contained, their contents should each be 0.0100% or less.
  • the Ca, Mg, and REM contents are 0.0005% or more.
  • An even more preferable Ca, Mg, and REM content is 0.0050% or less.
  • REM rare earth elements
  • Sc, Y, and 15 elements ranging from lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71, and the REM content here refers to the total content of these elements.
  • Zr and Te if each is 0.100% or less, do not increase coarse precipitates or inclusions, and do not reduce the local ductility of the steel sheet, resulting in no reduction in elongation. Furthermore, bendability is not reduced. Therefore, it is preferable that the Zr and Te contents be 0.100% or less. While there are no specific lower limits for the Zr and Te contents, it is more preferable that the Zr and Te contents be 0.001% or more, as these elements spheroidize the shape of nitrides and sulfides and improve the local ductility of the steel sheet. Therefore, if Zr and Te are contained, their contents should be 0.100% or less. A more preferable Zr and Te content is 0.001% or more. An even more preferable Zr and Te content is 0.080% or less.
  • Hf is 0.10% or less, the amount of coarse precipitates and inclusions will not increase, and the local ductility of the steel sheet will not decrease, so elongation will not decrease. Furthermore, bendability will not decrease. Therefore, it is preferable that the Hf content be 0.10% or less. While there is no specific lower limit for the Hf content, it is more preferable that the Hf content be 0.01% or more, as it is an element that spheroidizes the shape of nitrides and sulfides and improves the local ductility of the steel sheet. Therefore, if Hf is contained, its content should be 0.10% or less. A more preferable Hf content is 0.01% or more. An even more preferable Hf content is 0.08% or less.
  • the Bi content be 0.200% or less. While there is no specific lower limit for the Bi content, because Bi is an element that reduces segregation, it is more preferable that the Bi content be 0.001% or more. Therefore, if Bi is contained, its content should be 0.200% or less. A more preferable Bi content is 0.001% or more. An even more preferable Bi content is 0.100% or less.
  • Ti and Nb contents be 0.200% or less. While there are no specific lower limits for the Ti and Nb contents, it is more preferable that the Ti and Nb contents be 0.001% or more, since they increase the strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing. Therefore, if Ti and Nb are contained, their contents should each be 0.200% or less. More preferably, the Ti and Nb contents are 0.001% or more. Even more preferably, the Ti and Nb contents are 0.100% or less.
  • the B content is preferably 0.0100% or less. While there is no specific lower limit for the B content, because B is an element that segregates to austenite grain boundaries during annealing and improves hardenability, it is more preferable that the B content be 0.0003% or more. Therefore, if B is contained, its content should be 0.0100% or less. A more preferable B content is 0.0003% or more. An even more preferable B content is 0.0080% or less.
  • the location that defines the structure is the 1/4 coil width and 1/4 plate thickness position. This is because the 1/4 coil width and 1/4 plate thickness positions are generally considered to be the locations that have the average properties and structure of the steel plate within the coil. Note that the coil width is the same as the plate width of the steel plate, and 1/4 coil width is equivalent to 1/4 plate width of the steel plate.
  • Ferrite 0% or more and 5% or less. Electron microscope observation field area ratio
  • Ferrite is a soft structure, and therefore is effective in improving workability.
  • ferrite has a strong effect of reducing the strength of the steel plate.
  • the ferrite referred to here may be polygonal ferrite, pseudo-polygonal ferrite, or granular bainitic ferrite.
  • the ferrite content at the 1/4 position of the plate thickness is set to 5% or less. More preferably, it is set to 3% or less. Furthermore, an even more preferable condition is that the ferrite content is less than 1%. Note that ferrite does not necessarily need to be contained, so the lower limit is set to 0% or more.
  • the ferrite area ratio is determined using the following method. First, a thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate is polished and then etched with 3 vol. % nital. Ten fields of view are observed at 2000x magnification using a scanning electron microscope (SEM) at a position 1/4 of the plate thickness (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the surface of the steel plate). Next, using the obtained structural images, the area ratio of each structure for the 10 fields of view is calculated using Media Cybernetics' Image-Pro. The average of the area ratios for these 10 fields of view is taken as the "ferrite area ratio.” In the above structural image, ferrite appears as a gray structure (base structure). Retained austenite and martensite appear as white structures.
  • Retained austenite contributes to the ductility of the steel sheet through the TRIP effect and is an essential structure in the present invention.
  • the lower limit is set to 3% or more.
  • the upper limit is set to 20% or less.
  • a more preferable lower limit is 6% or more.
  • a more preferable upper limit is less than 16%. Note that this volume fraction of retained austenite can be converted into an area fraction.
  • the method for measuring the volume fraction of retained austenite is as follows: The steel plate is mechanically ground in the thickness direction (depth direction) to 1/4 of the plate thickness, and then chemically polished with oxalic acid to create an observation surface. This observation surface is observed using X-ray diffraction. A Co K ⁇ radiation source is used as the incident X-ray, and the intensity of the diffraction peaks of the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ planes of fcc iron (austenite) is measured relative to the diffraction intensity of the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , and ⁇ 220 ⁇ planes of bcc iron.
  • Tempered martensite 70% or more. Electron microscope observation field area ratio
  • Tempered martensite is characterized by an aggregate of lath-shaped crystal grains containing iron-based carbides. It has higher ductility than fresh martensite and is also characterized by its tendency to achieve the high yield strength required to ensure the crashworthiness of automotive components.
  • the area fraction of tempered martensite must be 70% or more. More preferably, the area fraction of tempered martensite is 75% or more, and even more preferably, 80% or more. While there is no particular upper limit to the area fraction of tempered martensite, in order to ensure the area fraction of retained austenite, the area fraction of tempered martensite is preferably 94.0% or less. The area fraction of tempered martensite can be measured by the method described in the Examples below.
  • the effects of the present invention are not impaired even if bainite is contained in an area ratio of 20% or less.
  • carbides such as pearlite (P) and cementite ( ⁇ ) and other known steel plate structures may also be included.
  • the effects of the present invention are not impaired even if these are included, so long as their total area ratio is within a range of 10% or less.
  • the other steel plate structures (remaining structures) can be confirmed and determined, for example, by SEM observation.
  • the area ratios of tempered martensite, fresh martensite, pearlite, and bainite are measured as follows: A sample of annealed steel sheet is cut, and the cross section of the sheet thickness parallel to the rolling direction is polished and then etched with 3 vol. % nital. Three images are taken of each quarter-thickness position at 1500x magnification using a scanning electron microscope (SEM). Note that the quarter-thickness position refers to the position corresponding to 1/4 of the sheet thickness in the depth direction from the surface of the steel sheet. Observation at a higher magnification may be performed to confirm carbides in detail. Note that the steel sheet surface in the case of zinc plating refers to the interface between the zinc plating layer and the steel sheet.
  • the area ratio of each structure is calculated using the obtained image data using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics, and the average area ratio of each structure within the field of view is taken as the area ratio of each structure.
  • fresh martensite is distinguished as a white or light gray region
  • tempered martensite as a gray or dark gray region containing misoriented carbides
  • pearlite as a black and white lamellar structure.
  • the gray or dark gray region containing aligned carbides is bainite.
  • this classification can be difficult during actual observation. For example, even tempered martensite may be observed to have aligned carbide orientation.
  • the gray or dark gray region containing aligned carbides and a structure in which the structure interface extends linearly is considered bainite, while the gray or dark gray region containing other carbides is considered tempered martensite.
  • fresh martensite is difficult to distinguish from retained austenite, which also appears in white or light gray regions. Therefore, after determining the area fraction of the white or light gray region, the volume fraction of retained austenite determined by the above method is considered to be the area fraction and subtracted to determine the area fraction.
  • the structure of the outermost layer of the plate thickness includes the structure of the region approximately 20 ⁇ m from the outermost surface of the steel plate, extending into the plate thickness. This is because, when evaluating the structure fraction using SEM observation, it is necessary to observe the region several ⁇ m from the outermost layer into the plate thickness. Furthermore, the very outermost layer, within approximately 5 ⁇ m from the outermost surface of the steel plate, contains scale and is non-steady, so it may have a structure that is essentially different from this surface layer structure.
  • the structure at the quarter coil width position and the outermost layer in the plate thickness has an area ratio of ferrite of 0% to 5%.
  • the other structures are mainly composed of tempered martensite, and specifically, it is preferable that they are as follows.
  • the volume fraction of retained austenite is 3% or more and 20% or less
  • the area fraction of tempered martensite is 70% or more
  • the area fraction of fresh martensite is 0% or more and 20% or less.
  • the structure in the outermost layer of the plate thickness can be determined using a measurement method similar to the method for measuring the steel structure at the 1/4 position of the coil width and the 1/4 position of the plate thickness.
  • microcracks are particularly likely to form when the aspect ratio ( ⁇ 1) is large, exceeding 2.0.
  • ⁇ 1 refers to a value expressed as the major axis diameter/minor axis diameter of the crystal. While the detailed mechanism is unknown, it is thought that most of the microcracks formed after stress-induced transformation of prior austenite grains are linear along the prior austenite grain boundaries, which facilitates crack propagation.
  • the proportion of retained austenite with an aspect ratio of 2.0 or more in the total retained austenite is low, and should be 50% or less.
  • the proportion of retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or more to the total retained austenite refers to the proportion of the area of retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or more to the area of the total retained austenite.
  • Proportion (%) of retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or more to the total retained austenite 100 ⁇ (area ratio of retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or more) / (area ratio of total retained austenite) Since retained austenite with a large aspect ratio is likely to form when a non-uniform carbon concentration distribution is formed by, for example, two-phase annealing, it is preferable to avoid two-phase annealing as much as possible.
  • Retained austenite with an aspect ratio of 2.0 or more is evaluated using the SEM-EBSD method. For example, this can be obtained by acquiring and analyzing EBSD patterns from approximately three fields of view in a 20 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m region at the outermost surface layer in 0.05 ⁇ m increments. Other conditions can be determined by applying the method described in, for example, Patent Document 9.
  • the tensile strength level of the steel sheet targeted by the present invention is 980 MPa or higher.
  • the strength level is not limited to the 980 MPa class, and high-strength steel sheets up to approximately 2.0 GPa class, such as 1180 MPa class, 1300 MPa class, and 1470 MPa class, are also targeted.
  • the manufacturing method described in the present invention can be applied to various materials regardless of the strength level of the steel sheet.
  • TS and YS are values evaluated using a tensile test piece in the sheet width direction at a position 1/4 of the coil width. The tensile test is performed in accordance with the method described in JIS Z2241 using a JIS No. 5 test piece with the longitudinal direction perpendicular to the rolling direction.
  • Yield ratio (YR) 100 x YS/TS is 70% or more]
  • the steel sheet to which the present invention is directed has a high yield ratio of 70% or more, more preferably 75% or more, and even more preferably 80% or more.
  • YS here refers to yield strength, and if an upper yield point clearly occurs, it is referred to as upper yield point strength, and if not, it is referred to as 0.2% proof stress strength.
  • the soft layer on the surface side of the plate thickness a fundamental element of the present invention, is defined by data obtained from the micro-Vickers hardness test shown below. That is, the hardness distribution in the plate thickness direction must satisfy 2.5 ⁇ (H025 ⁇ H005)/H025 ⁇ 20.0.
  • H025 is the hardness value at the 1/4 position of the plate thickness
  • H005 is the hardness value at the 1/20 position of the plate thickness.
  • the 1/20 position and the aforementioned outermost layer of the plate thickness do not necessarily overlap, but they may.
  • Softening the surface layer without utilizing a ferrite structure can improve the ductility of the surface side, particularly the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion.
  • Hardness evaluation tests can be performed in accordance with the method described in JIS Z2244.
  • the surface side of the plate thickness must be at least 2.5 times softer than the 1/4 position. More preferably, it is 3.0 or more.
  • the upper limit of 100 ⁇ (H025 - H005) / H025 is set to 20.0 or less, and more preferably 15.0 or less.
  • a steel material having the above-described composition is melted using a conventional refining process and then formed into a steel slab using a conventional ingot-blooming or continuous casting method.
  • a thin steel slab with a thickness of 100 mm or less may be produced using a direct casting method.
  • the steel slab is heated and held at a temperature of 1080°C to 1300°C, then subjected to hot rolling, followed by rough rolling and finish rolling to produce a hot-rolled sheet, which is then wound into a coil.
  • the heating temperature is less than 1080°C, the alloy elements will be unevenly distributed in the steel, reducing the residual ⁇ fraction and impairing the properties of the final product sheet. Furthermore, heating at temperatures higher than 1300°C will excessively soften the steel billet, causing surface defects such as slab sagging and scabs, thereby impairing quality.
  • the thickness of the hot-rolled sheet is preferably 0.8 mm to 4.0 mm.
  • the rolling end temperature (finish hot rolling temperature or finish rolling end temperature) is set to 850°C or higher and 1000°C or lower. Hot rolling needs to be completed in the austenite single phase region in order to improve the strength and ductility balance after annealing by homogenizing the structure within the steel sheet and reducing the anisotropy of the material, so the finish rolling end temperature is set to 850°C or higher. On the other hand, if the finish rolling end temperature exceeds 1000°C, the hot rolled structure becomes coarse and the properties after annealing deteriorate. A more preferable range of the rolling end temperature is 875°C or higher and 950°C or lower.
  • finish hot rolling temperature and coiling temperature are values measured at the center of the coil width.
  • Skin pass rolling may be performed after the end of finish rolling and before annealing the hot-rolled sheet. Skin pass rolling can further flatten the shape of the steel sheet and also destroy scale formed on the hot-rolled sheet, thereby increasing the decarburization ability in the subsequent heat treatment step before cold rolling.
  • the present invention performs the subsequent hot-rolled sheet annealing in a state in which the hot-rolled scale formed on the surface of the hot-rolled sheet is left without being removed by pickling.
  • the decarburization of the steel sheet surface can be optimized.
  • the first-stage annealing temperature should be above the Ac3 point.
  • the first-stage annealing time is too short, solute carbon may not be able to diffuse sufficiently, so it is preferable to anneal for 5 seconds or more. There is no particular upper limit.
  • the cooling rate it is preferable to cool to a temperature range of 400°C or higher.
  • the cooling rate it is preferable that the cooling rate be 1°C/s or higher in the temperature range of 400°C or higher.
  • the temperature is maintained or increased to a temperature range of 400°C or higher but not exceeding the Ac1 point, within the T temperature range. If the temperature is increased, it can be performed in a separate process (separate line) from the first annealing step without any problems.
  • This second annealing step homogenizes the structure, thereby suppressing the formation of retained austenite with an aspect ratio of 2.0 or higher in the steel sheet surface. It also softens the hard structure formed by transformation from austenite, reducing the load of the subsequent cold rolling.
  • the second annealing temperature exceeds the Ac1 point, an austenite phase is formed, which causes the structure to become non-uniform during subsequent cooling, resulting in a decrease in the proportion of retained ⁇ with the desired aspect ratio. Furthermore, if precipitation-strengthening elements such as Ti and Nb are added, the carbides and nitrides of these elements precipitate coarsely and do not contribute to a high yield ratio. On the other hand, if the second annealing temperature is below 400°C, the effects of surface decarburization and softening are not achieved. Additionally, the second annealing time is preferably 60 seconds or longer. If the second annealing time is less than 60 seconds, decarburization may not progress smoothly.
  • the second annealing time there is no upper limit to the second annealing time, but from the perspective of productivity and cost, it is desirable to set it to 48 hours or shorter.
  • the temperature must be between 400°C and the Ac1 point, and the temperature range T must also be satisfied. T is 5000 ⁇ - 600°C or greater.
  • ⁇ [Sb] + [Cu]/10 + [Sn]/10, and this parameter corresponds to the amount of surface segregated elements Sb, Cu, and Sn. The larger the value, the greater the effect of suppressing decarburization during annealing.
  • the annealing temperature T at which sufficient decarburization occurs can be determined according to the value of ⁇ . If the above temperature conditions are not met, decarburization of the surface layer will not occur sufficiently.
  • the steel sheet is pickled and then cold-rolled to a desired thickness at a reduction of 30% or more.
  • Cold rolling may be performed by tandem rolling (unidirectional rolling) or reverse rolling, or by using a known warm rolling technique. If the reduction is low, the driving force for recrystallization is low, which prevents sufficient recrystallization from occurring in the subsequent annealing process, leading to a decrease in the strength-ductility balance and a non-uniform structure, making it difficult to ensure the desired residual ⁇ fraction.
  • the upper limit is not particularly specified, it is preferably 80% or less from the viewpoint of the rolling load.
  • the resulting steel sheet is heat treated and, if necessary, plated. It is heated to a temperature between the Ac3 point + 10°C and 950°C, and then cooled at an average cooling rate of 10°C/s to 100°C/s to at least 400°C, and then cooled at an average cooling rate of 5°C/s to 20°C/s from 400°C to a cooling stop temperature range of 50°C to 300°C. It is preferably held in this cooling stop temperature range for 0.5 seconds or more. It is then heated to a temperature range of 250°C to 530°C, and then held in this temperature range for 10 seconds or more before cooling.
  • the steel sheet is first heated to Ac3+10°C or higher and 950°C or lower.
  • the heating rate is not particularly limited, but an excessively low rate may cause grain coarsening and impair toughness, so an average heating rate of 5°C/s or higher is preferred.
  • the upper limit is not particularly specified, and there is no problem even if a heating rate exceeding 100°C/s is applied using an induction heating method or the like.
  • the structure is austenitized, softening the strong carbon concentration distribution formed by surface decarburization during annealing before cold rolling.
  • a key point of the present invention is not to achieve complete homogenization. If complete homogenization is achieved, the desired hardness distribution will not be formed. In the subsequent cooling process, hard martensite is formed. If the heating rate is lower than Ac3+10°C, ferrite remains during annealing, reducing the fraction of tempered martensite and significantly impairing strength. Furthermore, if the annealing temperature exceeds 950°C, austenite grains grow excessively, and the martensite structure after cooling also becomes coarse, resulting in a low YS. Furthermore, decarburization from the surface layer progresses during annealing, increasing the ferrite fraction in the surface layer of the steel sheet, resulting in a low YS. A more preferable range is Ac3+20°C or higher and 920°C or lower.
  • Ac1 and Ac3 shown in this specification can be calculated from the following formulas (A) and (B) described in "Leslie Steel Science” (Maruzen Co., Ltd., translated and supervised by Shigeyasu Koda, published May 31, 1985, page 273).
  • [ ] indicates the content (mass%) of each element, and the content of an element not contained in the steel sheet or an element below the lower detection limit of analysis may be calculated as 0 mass%.
  • the cooling rate after annealing is set to 10°C/s or more. This is because, particularly when the carbon concentration on the surface layer side has decreased due to annealing before cold rolling, an insufficient cooling rate will cause a high-temperature precipitation phase to form on the surface layer side, softening the steel sheet. More preferably, the cooling rate is set to 15°C/s or more, and even more preferably, 20°C/s or more. On the other hand, if the cooling rate is excessively high, uneven cooling will occur in the coil width direction, impairing the flatness of the sheet, so the cooling rate is set to 100°C/s or less.
  • the average cooling rate is 5°C/s or higher and 20°C/s or lower
  • the cooling is performed from 400°C to the cooling stop temperature at an average cooling rate of 5°C/s or more and 20°C/s or less.
  • the cooling rate is set to 5°C/s or more.
  • the upper limit is set to 20°C/s.
  • the cooling stop temperature is set to 50°C or more and 300°C or less. If the cooling rate is lower than 50°C, the fraction of austenite, which is responsible for ductility, decreases excessively. On the other hand, if the cooling rate is higher than 300°C, the fraction of austenite becomes excessive, and in the subsequent cooling process, fresh martensite is generated while tempered martensite decreases, resulting in reduced ductility. A more preferable range is 80°C or more and 250°C or less.
  • any known method may be used, such as gas cooling, oil cooling, mist cooling, and low-melting-point liquid metal cooling.
  • the steel sheet After cooling to the above temperature, the steel sheet may be held at that temperature for 0.5 seconds or more without being immediately heated. According to experiments by the inventors, due to the impossibility of completely uniform cooling, a temperature difference of several tens of degrees may occur in the width direction of the steel sheet immediately after cooling is stopped. The temperature difference formed after cooling is stopped may affect the temperature difference in the width direction after the subsequent heating and cooling process. As a result, this may result in non-uniformity in the material properties in the coil width direction.
  • a holding time of 0.5 seconds or more in the cooling stop temperature range is preferable because it equalizes the temperature difference in the coil width direction during holding, uniforms the material properties in the coil width direction after final cooling, and also enables uniform mechanical properties.
  • a more preferable time is 1.0 seconds or more, and even more preferably 3 seconds or more.
  • reheating Heating to a temperature range above the cooling stop temperature and above 250°C to 530°C, and then holding at that temperature range for 10 seconds or more]
  • reheating is performed to temper the formed martensite and stabilize the retained austenite. Reheating may be performed immediately after the cooling stop, or after holding the temperature within a range in which carbides do not significantly precipitate. If the reheating temperature is excessively low, carbon diffusion to obtain the above-mentioned structure is not sufficiently promoted, and the desired strength-ductility balance cannot be ensured. Furthermore, if the reheating temperature is excessively high, coarse carbides precipitate, causing softening. A more preferred range is above the cooling stop temperature and between 280°C and 450°C.
  • a more preferred holding time is 60 seconds or more, and even more preferably 180 seconds or more.
  • hot-dip galvanizing may be performed within the above-mentioned range, i.e., within the temperature range of 250°C or higher and 530°C or lower, to produce a hot-dip galvanized steel sheet, or after hot-dip galvanizing, alloying treatment may be performed in the temperature range of 470°C or higher and 530°C or lower to produce an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the steel sheet of the present invention may be electroplated to produce an electroplated steel sheet.
  • the steel sheet After the annealing step, the steel sheet must be cooled and then skin-pass rolled at an elongation rate of 0.02% or more to achieve flattening and increase the yield ratio.
  • the upper limit of the elongation rate is preferably 2.0% or less, more preferably 0.5% or less.
  • the lower limit of the elongation rate is preferably 0.05% or more.
  • the above steel material with the chemical composition shown in Table 1 and the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities, was melted and produced into thin steel sheets under the conditions shown in Table 2.
  • the steel material was reheated, subjected to rough rolling and finish rolling, then cooled and coiled.
  • the thickness of the hot-rolled sheet was adjusted to a range of 1.8 to 4.0 mm. It was then heat-treated with the hot-rolled scale remaining on the surface, and the scale was removed by pickling. It was then cold-rolled.
  • the thickness of the cold-rolled sheet was adjusted to a range of 0.8 to 2.4 mm. It was then heat-treated (CR).
  • Some of the sheets underwent hot-dip galvanizing (GI), galvannealed hot-dip galvanizing (GA), or electrogalvanizing (EG) during or after the heat treatment.
  • GI hot-dip galvanizing
  • GA galvannealed hot-dip galvanizing
  • EG electrogalvanizing
  • Test piece A JIS No. 5 test piece (gauge length 50 mm, parallel portion width 25 mm) was cut from the obtained steel plate at 1/4 of the plate width in the direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test was performed in accordance with JIS Z2241 (2022). The test pieces were butted together to measure El (total elongation), and a value of 10,000/TS (MPa)% or more was considered pass. In addition, the test piece was embedded in carbon resin so that the rolling direction and the plate thickness direction were the observation surfaces, and a hardness test was performed in accordance with JIS Z2244 to evaluate the structure.

Landscapes

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

Abstract

９８０ＭＰａ以上のＴＳを維持しながら、７０％以上のＹＲと高い延性、および、曲げ加工部の耐水素脆性を両立させた高強度鋼板とそれらの製造方法を提供することを目的とする。　所定の成分組成を有し、コイル幅１／４位置かつ板厚１／４位置における鋼組織が、フェライトが面積率で０～５％、残留オーステナイトが体積率で３～２０％、焼戻しマルテンサイトが面積率で７０％以上、フレッシュマルテンサイトが面積率で０～２０％であり、コイル幅１／４位置かつ板厚最表層における鋼組織が、フェライトが面積率で０～５％、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトに占める割合は５０％以下、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、１００×ＹＲ≧７０、板厚方向の硬度分布において、板厚１／４位置の硬度値Ｈ０２５と板厚１／２０位置の硬度値Ｈ００５の関係が、２．５≦１００×（Ｈ０２５－Ｈ００５）／Ｈ０２５≦２０．０である高強度鋼板。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、主に自動車車体の構造部品や電器部品に供して好適な、９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する高強度鋼板、および、その製造方法に関するものである。
　近年、地球環境問題に対する関心の高まりを受け、ＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては、車体の軽量化による燃費向上や、自動車の電動化に伴い搭載される大型バッテリーの衝突安全性が求められている。そのために、自動車に適用される鋼材へは、薄肉化・軽量化しても高い車体剛性や衝突安全性が得られる高強度材の適用が活発になっている。多くの鉄鋼メーカは、自動車用鋼板として、引張強度９８０ＭＰａ級や、さらにそれを超える高強度材のラインナップを拡大している。自動車用部品の衝突安全性確保のためには、引張強度はさることながら鋼板の降伏強度や延性についても高いことが重要となっている。
　一般に、鋼の強化手法としては、固溶強化、析出強化、転位強化（変態強化）が知られている。引張強度９８０ＭＰａ超級の鋼板の高強度化には、変態強化によって、マルテンサイトやベイナイトといった硬質な組織の分率を高める必要がある。しかしながら、鋼板にこれら硬質相をより多く含ませた場合、鋼板の加工性が低下する。その結果、複雑な加工が要求される部品への適用が叶わず、適用部品が限定される欠点があった。近年の自動車用鉄鋼材料開発では、硬質相を有しながらも、高強度と高加工性を両立することが主要課題となっている。
　このような硬質相を利用した高強度鋼板における機械特性改善の方法として、焼戻しマルテンサイトを活用する方法が知られている。例えば、特許文献１、２には、最終焼鈍工程において、Ｍｓ点以下の温度まで冷却した後に、再加熱し、冷却時に生じたマルテンサイトを焼戻して高い伸びフランジ性を得る技術が示されている。特許文献３には、鋼板をめっきした後に焼戻す方法が開示されている。さらに、特許文献４には、鋼板をめっきした後、２００℃以下までに冷却した後、さらに１００℃～６００℃の温度域で焼き戻し処理を行うことで、良好な曲げ特性と曲げ性とを有する鋼板の製造方法が示されている。
　また、これらの技術をさらに改良し、焼戻しマルテンサイトを主体としつつ、さらに、延性を担うオーステナイト相を活用することによって、鋼板の高強度と高延性を両立する技術が確立され、例えば、特許文献５に示されている。ここでは、最終焼鈍工程において、マルテンサイト変態開始温度未満かつマルテンサイト変態完了温度より高い温度への冷却によって、マルテンサイトとオーステナイトの組織を形成している。その後、オーステナイトを安定化させるため、ならびに、マルテンサイトを焼戻すため、再加熱保持を行っている。
　また、特許文献７には、焼入れ／焼戻しマルテンサイト等の組織制御によって降伏比を制御する技術が示され、その実施例においては降伏比が８５％を超えるような高い値も示されている。しかしながら、本特許文献に示される焼戻しマルテンサイトの面積率は高々４０％前後と低く、また、全伸び値が９．９％と低い課題があった。同様に、特許文献８においても、実施例にて降伏比８５％の値を示されているものの全伸び値は９％と低い問題があった。
特許第５４６３６８５号公報 国際公開２００９／０５４５３９号 特開平０６－１０８１５２号公報 特開２０１７－４８４１２号公報 特許第６７８７５２５号公報 特許第６７０５５６１号公報 特許第６４１４２４６号公報 特許第６６３１７６０号公報 特許第６７８７５２６号公報 国際公開２０１７／１７９３７２号
　さらに、９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する高強度鋼板では、素材の曲げ性が劣位となるばかりか、曲げ加工時に鋼板表層にクラックが生じる他、生成した微小クラックを起点に、水素脆化を伴い、破断に至る問題が生じていた。また、本発明者らは、曲げ破断は、特に、曲げ加工時の曲げ角度が９０°未満の厳しい成形条件において顕在化することを突き止めた。このような問題に対しては、素材の化学組成や組織分率を変更する方法がある。例えば特許文献４には、表層脱炭層を形成することによって良好な伸び特性を得る発明が示され、表層の軟質フェライトが、曲げ成形性を改善する効果が説明されている。しかしながら、表層の軟質フェライトの形成は、母材の強度レベルを低下させてしまう他、フェライトとマルテンサイトといった機械特性の異なる組織界面を増やすことより、加工時に微細なクラックやボイドの形成が促進される。特に、引張強度が９８０ＭＰａを超えるような材料では、水素脆化を伴って破断に至る問題がある。
　本発明者らは、焼戻しマルテンサイトを主体として７０％以上含み、残部は主にオーステナイトの組織からなって、さらに、９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する高強度鋼板の強度延性バランスを向上させる製造方法について検討を行った。
　はじめに、公知文献技術に従い、最終焼鈍工程における、焼鈍温度/時間、冷却速度、冷却停止温度/時間、再加熱温度/時間といった焼鈍パラメータ調整を試みた。しかしながら、基本的に、鋼板の強度（引張試験のＴＳ）と伸び（引張試験のＥｌ）にはトレードオフの関係が認められ、強度延性バランスの明瞭な改善は認められなかった。また、急冷却後に再加熱を行う従来の焼鈍パターンでは、コイル内の温度が均一にならず、機械特性値が不均一化する問題も併せて認められた。
　続いて、焼鈍工程の抜本的な見直しを行い、特許文献６に示されるような、冷間圧延後Ａｃ１点～Ａｃ１点＋１３０℃の追加熱処理を行うことによる特性の向上を検討した。ところが、公知に示される方法の適用では、熱処理を追加することによって、鋼の組織が粗大化して強度が低下し、むしろ強度延性バランスが劣位となる傾向が認められた。
　本発明は、上記のような事情に鑑みてなされたものである。本発明は、９８０ＭＰａ以上のＴＳ、７０％以上の降伏比（ＹＲ）と１００００／ＴＳ（ＭＰａ）％以上のＥｌ、つまり、Ｅｌ×ＴＳ≧１００００ＭＰａ・％であり、及び、曲げ加工部の耐水素脆化特性を両立させた高強度鋼板と、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、上記課題の解決に向けて鋭意検討を重ねた。
　本発明者らは、鋼の化学組成を含め、さらに上流の製造工程に着目し、主に、単純な温度や時間の調整だけではない、熱処理プロセスの改善を行った。
　その結果、軟質なフェライト相を活用せずして板厚方向に異なる特性分布を形成しながら、すなわち、鋼板の表層側でより軟質な組織を形成し、板厚中心側でより硬質な組織を形成することができた。これにより、９８０ＭＰａ級の引張強度を維持しながら、高い降伏比と高い延性ならびに曲げ加工部の耐水素脆化特性が両立できることを知見した。本開示は、上記した知見に立脚するものである。すなわち、本開示の要旨構成は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０９０％以上０．３００％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．８％以上４．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｎ：０．０２００％以下、および、Ｏ：０．０１００％以下を含有し、Ｃｕ：０．００５％以上０．５％以下、Ｓｎ：０．００５％以上０．５％以下、および、Ｓｂ：０．００１％以上０．０７％以下、の内から少なくとも２種を合計で、０．００５≦α≦０．０７となるよう含有し、ここで、α＝［Ｓｂ］＋［Ｃｕ］／１０＋［Ｓｎ］／１０で表される無次元量であり、［Ｓｂ］、［Ｃｕ］、［Ｓｎ］はそれぞれの含有量（質量％）を意味し、含有しない場合にはゼロであり、残部が、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、コイル幅１／４位置かつ板厚１／４位置における、鋼組織が、フェライトが面積率で０％以上５％以下、残留オーステナイトが体積率で３％以上２０％以下、焼戻しマルテンサイトが面積率で７０％以上、および、フレッシュマルテンサイトが面積率で０％以上２０％以下を満足し、さらに、コイル幅１／４位置かつ板厚最表層における鋼組織が、フェライトが面積率で０％以上５％以下を満足し、さらに、コイル幅１／４位置かつ板厚最表層における、鋼組織において、アスペクト比が２．０以上である残留オーステナイトが、全残留オーステナイトに占める割合は、５０％以下を満足し、引張強さＴＳ、降伏強度ＹＳについて、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、１００×ＹＳ／ＴＳ≧７０を満足し、板厚方向の硬度分布において、板厚１／４位置の硬度値Ｈ０２５と板厚１／２０位置の硬度値Ｈ００５の関係が、２．５≦１００×（Ｈ０２５－Ｈ００５）／Ｈ０２５≦２０．０である、高強度鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］に記載の高強度薄鋼板。
［３］表面に、電気亜鉛めっき層が形成されている、［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されている、［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［５］表面に、合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている、［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［６］［１］または［２］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼スラブを、１０８０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱したのち、８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、次いでＭｓ＋５０℃以上Ｂｓ℃以下の温度域で巻取り、熱延スケールを表層に残したままの状態で、軟質化焼鈍を、Ａｃ３点以上で焼鈍した後、４００℃以上Ａｃ１点以下且つ温度域Ｔで、Ｔ≧５０００√α　－６００℃を満たしてさらに焼鈍を行い、ここで、α＝［Ｓｂ］＋［Ｃｕ］／１０＋［Ｓｎ］／１０であり、［Ｓｂ］、［Ｃｕ］、［Ｓｎ］はそれぞれの含有量（質量％）を意味し、含有しない場合にはゼロであり、鋼板表面のスケールを酸洗で除去した後、３０％以上の冷延圧下率で得られた冷延板を、Ａｃ３＋１０℃以上９５０℃以下に加熱し、さらに、４００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下、４００℃から５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度域まで、平均冷却速度５℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下で冷却し、次いで、２５０℃以上、５３０℃以下の温度域まで加熱をしたのち、該温度域で１０ｓ以上の間保持し、冷却の後、伸び率０．０２％以上のスキンパス圧延を行う、高強度鋼板の製造方法。
［７］前記４００℃から５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度域まで平均冷却速度５℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下で冷却した後、該冷却停止温度域で０．５ｓ以上の間保持する、［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］さらに、電気亜鉛めっきを施す、［６］又は［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［９］さらに、溶融亜鉛めっきを施す、［６］又は［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１０］さらに、溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０℃以上５３０℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す、［６］又は［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高い降伏強度比を有しつつ、従来よりも高い強度延性バランスを得ることができる。その結果、自動車車体部品への適用範囲が広がり、複雑なプレス加工を要する部品にも適用が可能となる。特に、自動車車体の軽量化に大きく寄与することができる他、高強度材に特有の課題である、加工部、とくに、成形条件の特に厳しい曲げ加工部の耐水素脆化特性を改善することができる。
　以下、本開示の実施形態について説明する。なお、本開示は以下の実施形態に限定されない。先ず、本発明の高強度鋼板の素材に用いる鋼スラブ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：０．０９０％以上０．３００％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、マルテンサイト、フェライトおよび残留オーステナイトの分率に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０９０％未満では、マルテンサイトの分率が減少し、所望のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３００％を超えると、マルテンサイトが脆化し、所望の伸びを実現することが困難になる。したがって、Ｃの含有量は、０．０９０％以上０．３００％以下とする。好ましい下限は、０．１２０％以上、より好ましい下限は、０．１５０％以上とする。好ましい上限は、０．２８０％以下、さらに好ましい上限は、０．２４０％以下とする。
　［Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％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、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、マルテンサイトの硬さ、および、残留オーステナイトの分率に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．５０％未満では、残留オーステナイトの分率が減少し、所望の伸びを実現することが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、局部延性が低下する。例えば、曲げ試験において、曲げ表層側に亀裂が生成しやすくなる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．５０％以上２．５０％以下とする。好ましい下限は０．６０％以上、より好ましくは０．８０％以上とする。好ましい上限は２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下とする。
　［Ｍｎ：１．８％以上４．０％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、マルテンサイトの分率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が１．８％未満では、マルテンサイトの分率が減少し、９８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が４．０％を超えると、焼戻しマルテンサイトの分率が減少し、局部延性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、１．８％以上４．０％以下とする。好ましい下限は２．０％以上、より好ましくは２．２％以上とする。好ましい上限は３．８％以下、より好ましくは３．６％以下とする。
　［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、鋼板の局部延性を低下させ、伸びを低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下、好ましくは、０．０７０％以下とする。
　［Ｓ：０．０２００％以下］
　Ｓは、硫化物として存在し、鋼板の局部延性を低下させることから、伸びを低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下、好ましくは０．００５０％以下とする。
　［Ａｌ：０．２００％以下］
　Ａｌは、多量に添加されると、Ａ３変態点を上昇し、ミクロ組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、マルテンサイト組織の活用による高強度化を妨げる。そのため、Ａｌの含有量は０．２００％以下にする必要がある。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましい範囲は０．１５０％以下である。
　［Ｎ：０．０２００％以下］
　Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の局部延性を低下させることから、伸びを低下する。また、曲げ性を低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０２００％以下、好ましくは０．００５０％以下とする。
　［Ｏ：０．０１００％以下］
　Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の局部延性を低下させることから、伸びを低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｏの含有量は０．０１００％以下、より好ましくは、０．００５０％以下とする。
　[Ｃｕ：０．００５％以上０．５％以下、Ｓｎ：０．００５％以上０．５％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０７％以下]
　ＣｕおよびＳｎは、０．５％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｃｕ、Ｓｎの含有量は０．５％以下にすることが好ましい。なお、含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、含有量は０．００５％以上とすることよりが好ましい。より好ましいＣｕとＳｎの下限は、０．０１％以上とする。さらに好ましいＣｕとＳｎの上限は０．３０％以下とする。
　Ｓｂは、０．０７％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｓｂの含有量は０．０７％以下にすることが好ましい。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、表層脱炭の効果を得るために含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。より好ましくは０．００４％以上とする。
　［α：０．００５以上０．０７以下］
　Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂは後述するように、本発明の特徴であり、そのうちの少なくとも２元素は必須で含有され、αが０．００５以上となる必要がある。ここで、α＝［Ｓｂ］＋［Ｃｕ］／１０＋［Ｓｎ］／１０で表される無次元量であり、［Ｓｂ］、［Ｃｕ］、［Ｓｎ］はそれぞれの含有量（質量％）を意味し、含有しない場合にはゼロである。これらの元素は、表面偏析元素として知られ、一定量の添加によって、焼鈍工程中の表層脱炭を抑制し、ひいては、板厚方向の組織不均一を抑制することが可能である。より好ましくは、αが０．０１０以上、さらに好ましくは０．０１５以上とする。αの上限は０．０７以下とする必要がある。０．０７超では曲げ性が低下する。αの好ましい上限は０．０５以下、さらに好ましくは０．０３以下とする。
　本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。また、好適には、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、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。ここで不可避的不純物として、Ｈ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｇｅ、ＳｒおよびＣｓが挙げられる。これら不純物は合計で０．１００％以下含有されることは許容される。
　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：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、およびＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有しても良い。
　Ｖは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｖの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｖの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、Ｖの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｖを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。より好ましい下限は０．００１％以上とする。より好ましい上限は、０．１００％以下とする。
　ＴａおよびＷは、それぞれ０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にすることが好ましい。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＴａおよびＷを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。より好ましいＴａおよびＷの含有量は０．０１％以上とする。さらに好ましいＴａおよびＷの含有量は０．０８％以下とする。
　ＣｒおよびＭｏは、それぞれ１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｃｒ、Ｍｏの含有量はそれぞれ１．００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、Ｍｏの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、その含有量はそれぞれ１．００％以下とする。より好ましいＣｒおよびＭｏの含有量は０．０１％以上とする。さらに好ましいＣｒおよびＭｏの含有量は０．８０％以下とする。
　Ｃｏは、０．０１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｏを含有する場合には、その含有量は０．０１０％以下とする。より好ましいＣｏの含有量は０．００１％以上とする。さらに好ましいＣｏの含有量は０．００８％以下とする。
　Ｎｉは、０．２００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｎｉの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｎｉの含有量の下限は特に規定しないが、Ｎｉは焼入れ性を向上させる元素（一般的には耐食性を向上させる元素）であることから、Ｎｉの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｎｉを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とし、より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましいＮｉ含有量は０．１５０％以下とする。
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、それぞれ０．０１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の局部延性を向上する元素であることから、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。より好ましいＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量は０．０００５％以上とする。さらに好ましいＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量は０．００５０％以下とする。なお、ＲＥＭ（希土類元素）とは、Ｓｃ、Ｙと原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素の総称であり、ここでいうＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量である。
　ＺｒおよびＴｅは、それぞれ０．１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下にすることが好ましい。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の局部延性を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＺｒおよびＴｅを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１００％以下とする。より好ましいＺｒ及びＴｅの含有量は０．００１％以上とする。さらに好ましいＺｒ及びＴｅの含有量は０．０８０％以下とする。
　Ｈｆは、０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にすることが好ましい。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の局部延性を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｈｆを含有する場合には、その含有量は０．１０％以下とする。より好ましいＨｆの含有量は０．０１％以上とする。さらに好ましいＨｆの含有量は０．０８％以下とする。
　Ｂｉは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂｉを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。より好ましいＢｉの含有量は０．００１％以上とする。さらに好ましいＢｉの含有量は０．１００％以下とする。
　Ｔｉ、Ｎｂは、それぞれ０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｔｉ、Ｎｂの含有量はそれぞれ０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｔｉ、Ｎｂの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、Ｔｉ、Ｎｂの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｔｉ、Ｎｂを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．２００％以下とする。より好ましいＴｉ、Ｎｂの含有量は０．００１％以上とする。さらに好ましいＴｉ、Ｎｂの含有量は０．１００％以下とする。
　Ｂは、０．０１００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、鋼板の局部延性を低下させないことから、伸びを低下しない。また、曲げ性も低下しない。そのため、Ｂの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しないが、焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂを含有する場合には、その含有量は０．０１００％以下とする。より好ましいＢの含有量は０．０００３％以上とする。さらに好ましいＢの含有量は０．００８０％以下とする。
　なお、上記したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避的不純物として含むものとする。
　次に、ミクロ組織について説明する。組織を規定する箇所は、別途記載がない限り、コイル幅１／４かつ板厚１／４の位置とする。一般的に、コイル幅１／４位置、板厚１／４位置は、コイル内の鋼板の平均的な特性および構成を有する箇所であると考えられているためである。なお、コイル幅は鋼板の板幅と同一であり、コイル幅１／４とは鋼板の板幅１／４と同等である。
　［フェライト：０％以上５％以下。電子顕微鏡観察視野面積率］
　フェライトは軟質な組織であるため、加工性を高めるのに有効な組織である。一方で、本発明の対象とする９８０ＭＰａ級の高強度鋼板においては、鋼板の強度低下を招く影響が強い。ここでいうフェライトとは、ポリゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェライト、粒状ベイニティックフェライトのいずれであっても良い。高強度を達成する目的から、板厚１／４位置におけるフェライトは５％以下であることとする。より、好ましい条件では、３％以下であることとする。また、さらに好ましい条件は、フェライト１％未満である。なお、フェライトは含まれなくても良いため、下限は０％以上とする。
　フェライトの面積率は、以下の方法で求める。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（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（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。ついで、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を１０視野分算出する。これら１０視野の面積率の平均を、「フェライトの面積率」とする。なお、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）を呈している。なお、残留オーステナイトおよびマルテンサイトは白色の組織をそれぞれ呈する。
　［残留オーステナイト：３％以上２０％以下。Ｘ線回折による体積分率］
　残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ効果によって鋼板の延性に寄与し、本発明で必須とする組織である。十分な効果を得るため、下限は３％以上とする。また、残留オーステナイトは、過度に含まれると、自動車用部品などに適用して成形される際に、硬質なマルテンサイト組織に変態し、加工特性を損なう恐れがある。このことから、上限は２０％以下とする。より好ましい下限は、６％以上である。より好ましい上限は、１６％未満である。なお、この残留オーステナイトの体積率は、面積率によみかえることができる。
　ここで、残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１／４まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行なって、観察面とする。該観察面を、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線としては、ＣｏのＫα線源を用い、ｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝各面の回折ピークの強度を測定する。次いで、補正係数を乗じ、マルテンサイトの回折ピークとオーステナイトの回折ピークを各々平均化することで優先方向の影響を排除し残留オーステナイトの体積率を算出する。Ｒγ（２００）＝３３．０、Ｒγ（２２０）＝１７．６、Ｒγ（３１１）＝２５．１、Ｒα（２００）＝１３．２、Ｒα（２１１）＝２７．３、Ｒα（２２０）＝１２．５である。
　［焼戻しマルテンサイト：７０％以上。電子顕微鏡観察視野面積率］
　焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合体であって、内部に鉄系炭化物を含有するのが特徴である。フレッシュマルテンサイトに比較して延性が高く、また、自動車用部材の衝突安全性確保に必要な高降伏強度を得やすい特徴もある。これらの効果を得るためには、焼戻しマルテンサイトの面積率を７０％以上にする必要がある。より好ましくは焼戻しマルテンサイトの面積率を７５％以上、さらに好ましくは、８０％以上とする。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率の上限は、特に限定しないが、残留オーステナイトの面積率の確保のために、焼戻しマルテンサイトの面積率は９４．０％以下が好ましい。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
　［フレッシュマルテンサイト：０％以上２０％以下。電子顕微鏡観察視野面積率］
　フレッシュマルテンサイトは、鉄系炭化物を含まないマルテンサイトである。フレッシュマルテンサイトを含む鋼板は高強度であるが、加工特性が劣るので、本実施形態に係る鋼板のフレッシュマルテンサイトの面積分率を２０％以下に制限する。一方、フレッシュマルテンサイトの面積分率が０％であっても、本実施形態に係る鋼板は十分な強度を有する。従って、本実施形態に係る鋼板はフレッシュマルテンサイトを含む必要が無いので、フレッシュマルテンサイトの面積分率の下限は０％以上である。より好ましい範囲は１０％以下である。
　また、本発明に従う鋼組織では、上述したフェライト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、および、残留オーステナイト以外に、ベイナイトが面積率で２０％以下の範囲で含まれていても本発明の効果が損なわれることはない。さらに、パーライト（Ｐ）、セメンタイト（θ）等の炭化物やその他鋼板の組織として公知のものを含んでも良い。これらが、面積率で合計１０％以下の範囲であれば、含まれていても、本発明の効果が損なわれることはない。なお、その他の鋼板の組織（残部組織）は、例えばＳＥＭ観察で確認し判定すればよい。
　焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライト、およびベイナイトの面積率の測定方法は以下の通りである。焼鈍後の鋼板のサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置を、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影する。なお、板厚１／４位置とは、鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置を意味する。炭化物を詳細に確認する目的で、さらに高い倍率で観察しても良い。なお、亜鉛めっきがある場合の鋼板表面とは、亜鉛めっき層と鋼板の界面を示す。得られた画像データを用いて、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏにより各組織の面積率を求め、視野の各組織の平均面積率を、各組織の面積率とする。前記画像データにおいて、フレッシュマルテンサイトは白色若しくは明灰色の領域、焼戻しマルテンサイトは方位の揃っていない炭化物を含む灰色または暗灰色、パーライトは黒色と白色の層状組織として区別される。また、方位の揃った炭化物を含む灰色または暗灰色の領域は、ベイナイトである。ただし、実際の観察では上記分類が困難なことがあり、例えば、焼戻しマルテンサイトであっても炭化物の方位が揃っているように観察されることがある。このような場合、方位の揃った炭化物を含む灰色または暗灰色の領域であって、さらに、組織の界面が直線状に伸びた組織をベイナイトとし、それ以外の炭化物を含む灰色または暗灰色の領域を焼戻しマルテンサイトとする。また、フレッシュマルテンサイトは、同様に白色若しくは明灰色の領域で現れる残留オーステナイトとの区別が困難である。したがって、白色若しくは明灰色の領域の面積率を求めた後、上記方法で求めた残留オーステナイトの体積率を、面積率とみなし、差し引くことで、その面積率とする。
　続いて、板厚最表層の組織について説明する。ここでいう、板厚最表層の組織とは、鋼板の最表面部から２０μｍ程度、板厚内部に入った領域の組織までを含む。というのは、ＳＥＭ観察によって組織分率を評価する場合、最表層から板厚内部数μｍの領域を観察する必要があること。また、鋼板の最表面部から５μｍ程度以内の極最表層は、スケールが生じており、非定常的であるため、本表層組織とは本質的に異なる組織を有する可能性があるためである。
　本発明は、表層に軟質なフェライト組織を利用しないことが特徴であることから、コイル幅１／４位置かつ板厚最表層の組織は、フェライトが面積率で０％以上５％以下であることとする。その他の組織については、より板厚内部の組織と同様に、焼戻しマルテンサイトを主体とし、具体的には、以下であることが好ましい。
残留オーステナイトが、体積率で３％以上２０％以下
焼戻しマルテンサイトが、面積率で７０％以上
フレッシュマルテンサイトが、面積率で０％以上２０％以下
ここで、板厚最表層における組織は、コイル幅１／４位置かつ板厚１／４位置における鋼組織の測定方法と同様の測定方法で求めることができる。
　さらに、コイル幅１／４位置かつ板厚最表層においては、以下の鋼組織を有するものとする。
　残留オーステナイトは、応力誘起変態によってマルテンサイト変態することが知られている。本発明で示すような曲げ加工中には、応力誘起変態によって生成したマルテンサイト近傍に微小なクラックやボイドが多く形成されており、これらが水素脆化を伴って、割れの起点になっているものと考えられる。本発明者らは、特に、アスペクト比（≧１）が２．０を超えて大きい場合において、微小クラックが生成しやすいことを突きとめた。なお、アスペクト比≧１とは、結晶の長軸径／短軸径であらわされる数値を意味する。詳細メカニズムは不明であるが、旧オーステナイト粒が応力誘起変態した後に形成された微小亀裂の多くは旧オーステナイト粒界に沿って直線状に形成されているために、亀裂進展が容易に生じるためと考えられる。以上より、アスペクト比が２．０以上である残留オーステナイトが、全残留オーステナイトに占める割合は少ない方がよく、５０％以下とする。なお、このアスペクト比が２．０以上である残留オーステナイトが、全残留オーステナイトに占める割合とは、アスペクト比２．０以上である残留オーステナイトの面積が全残留オーステナイトの面積に対して占める割合のことである。
アスペクト比が２．０以上である残留オーステナイトが、全残留オーステナイトに占める割合（％）＝１００×（アスペクト比が２．０以上である残留オーステナイトの面積率）／（全残留オーステナイトの面積率）
アスペクト比が大きい残留オーステナイトは、２相域焼鈍などで炭素濃度分布を不均一に形成させた場合に形成しやすいことから、２相域焼鈍は可能な限り避けることが好ましい。アスペクト比が２．０以上である残留オーステナイトの評価には、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法を利用する。例えば、最表層位置にて２０μｍ×５０μｍの領域を０．０５μｍステップで３視野程度ＥＢＳＤパターンを取得し解析することで得ることができ、その他の条件は、例えば、特許文献９に記載の方法を応用することができる。
　［引張強さが９８０ＭＰａ以上］
　本発明が対象とする鋼板の引張強度レベルは、９８０ＭＰａ以上とする。強度レベルは９８０ＭＰａ級に限定されず、１１８０ＭＰａ級、１３００ＭＰａ級や、１４７０ＭＰａ級など２．０ＧＰａ級程度までの高強度鋼板を対象とする。また、本発明に示す製造方法は、鋼板の強度レベルによらず、種々の素材に適用することができる。ＴＳおよびＹＳは、コイル幅１／４位置にて、板幅方向の引張試験片を用いて評価した値を用いる。なお、引張試験は、ＪＩＳＺ２２４１に記載の方法に準拠し、圧延直角方向を長手方向とするＪＩＳ５号試験片により行う。
　［降伏比（ＹＲ）　１００×ＹＳ／ＴＳが７０％以上］
　本発明が対象とする鋼板は、降伏比が高く７０％以上とする。より好ましくは、７５％以上であり、さらに好ましくは、８０％以上である。ここでいうＹＳは、降伏強度であるが、上降伏点が明瞭に生じる場合には、上降伏点強度とし、生じない場合は、０．２％耐力点強度とする。
　［板厚方向の硬度分布　２．５≦１００×（Ｈ０２５－Ｈ００５）／Ｈ０２５≦２０．０］
　本発明の一つの基本的な要素である、板厚表層側の軟質層は、以下に示すマイクロビッカース硬度試験で得られたデータによって規定する。すなわち、板厚方向の硬度分布において、２．５≦（Ｈ０２５－Ｈ００５）／Ｈ０２５≦２０．０を満たすこととする。ここで、Ｈ０２５は板厚１／４位置の硬度値、Ｈ００５は板厚１／２０位置における硬度値である。なお、ここでいう板厚１／２０位置と前出の板厚最表層は、必ずしも重複するわけではないが、重複していても良い。フェライト組織を活用することなく、板厚表層を軟質化することによって、表層側の延性、特に、曲げ加工部の耐水素脆化特性の改善が可能である。硬度評価のための試験は、ＪＩＳＺ２２４４に記載の方法に準拠して行えばよい。板厚表層側は、１／４位置に比較して少なくとも２．５以上軟質であることとする。より好ましくは、３．０以上である。一方で、過度に軟質化した場合には、所望のＹＳが得られにくくなる他、板厚表層組織と内部側の組織との乖離が大きくなって、曲げ性などを損なうことから、１００×（Ｈ０２５－Ｈ００５）／Ｈ０２５の上限は、２０．０以下とする。さらに好ましくは、１５．０以下である。
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する
　［１０８０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱］
　前述した成分組成を有する鋼素材を、常法の精錬プロセスで溶製した後、常法の造塊－分塊圧延法または連続鋳造法で鋼スラブとする。あるいは、直接鋳造法で１００ｍｍ以下の厚さの薄い鋼スラブを製造してもよい。上記鋼スラブは、１０８０℃以上１３００℃以下に加熱保持された後、熱間圧延に供し、粗圧延および仕上圧延によって、熱延板を製造してコイル状に巻取る。ここで、加熱温度が１０８０℃未満であると、各合金元素が鋼中に不均一に分布して、残留γ分率を低下するなどして最終製品板の特性を損なう。また、１３００℃より高温の加熱は、鋼片を過度に軟質化し、スラブ垂れやヘゲなどの表面欠陥を生じて品質を損なう。熱延板の板厚は、０．８ｍｍ以上４．０ｍｍ以下であるのが好ましい。
　［８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延］
　ここで、圧延終了温度（仕上熱延温度、又は、仕上げ圧延終了温度）は８５０℃以上１０００℃以下とする。熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の強度延性バランスを向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が１０００℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する。より好ましい圧延終了温度の範囲は、８７５℃以上９５０℃以下である。
　［Ｍｓ＋５０℃以上Ｂｓ℃以下の温度で巻取り］
　仕上げ圧延終了後は冷却の後、巻取温度Ｍｓ＋５０℃以上Ｂｓ℃以下の温度で巻取って、熱間圧延工程を完了する。巻取温度がＭｓ＋５０℃以下では、熱延板が過度に硬質となって、熱延板の巻取りが困難になる他、本発明に有用である鋼板表面のスケール形成が抑制されるためである。ここで、ＭｓとＢｓは以下の式からそれぞれ算出する。
Ｍｓ＝５６１－４７４[Ｃ]－３３[Ｍｎ]－１７[Ｎｉ]－１７[Ｃｒ]－２１[Ｍｏ]
Ｂｓ＝８３０－２７０[Ｃ]－９０[Ｍｎ]－３７[Ｎｉ]－７０[Ｃｒ]－８３[Ｍｏ]
　一方、巻取り温度が過度に高い場合、巻取り処理中に、相変態に伴って生じるフェライト相の分率が増大し、続く熱延板焼鈍時に解消できない程度に組織が不均一化する。この結果、冷延時のゲージ変動や最終製品板の品質ばらつき、アスペクト比の大きいオーステナイトの分率を増大してしまうため、上限はＢｓとする。公知技術においては、熱延板の巻取り時に表層脱炭を促進させることが知られているが、この場合、比較的高温の巻取温度が必要になって、上記問題を生じてしまう。本発明においては、巻取り時の脱炭は積極的に行わず、続く工程にて表層脱炭を生ぜしめる。
　なお、上述の仕上げ熱延温度、巻取温度は、コイル幅中央部で測定した値とする。
　［スキンパス圧延］
　続いて、仕上げ圧延終了後、熱延板焼鈍の前までに、スキンパス圧延を行ってもよい。スキンパス圧延により、鋼板の形状をより平坦化することができる他、熱延板に形成されたスケールを破壊して、続く冷延前熱処理工程の脱炭性を増大することができる。
　［軟質化焼鈍（１段目、２段目）］
　続いて、鋼板表層を脱炭するため、ならびに、鋼板を軟質化して冷間圧延負荷を軽減するため、熱延スケールを除去せずにＡｃ３点以上で焼鈍（１段目という）した後、４００℃以上Ａｃ１点以下且つ温度域Ｔで焼鈍（２段目という）を行う。本工程は、本発明の特徴である表層の軟質層を形成するために必須の工程である。従来にも熱延板を焼鈍する工程が利用されてきたが、例えば、特許文献１０にも記載があるように、その多くは、熱延板の酸洗後に実施されたものであった。本発明では、従来とは異なり、熱延板の表面に形成された熱延スケールを酸洗で除去することなく残した状態で、続く熱延板焼鈍を行う。熱延スケールを表層に残したままの状態で熱延板焼鈍を行うことにより、鋼板表層の脱炭を最適な状態にすることができる。
　１段目の焼鈍温度が、Ａｃ３点未満であると、固溶炭素が拡散しにくく、熱延板に形成された板厚方向に不均一な炭素濃度分布が解消されないだけでなく、２相域での焼鈍になれば、過度な表層の炭素欠乏層が形成してしまう。したがって、１段目の焼鈍温度は、Ａｃ３点以上とする。また、１段目の焼鈍時間が短い場合、固溶炭素が十分拡散できない場合があることから５秒以上で焼鈍するのが好ましい。上限は特に規定されない。
　続いて、４００℃以上の温度領域まで冷却を行うことが好ましい。冷却速度は特に規定されないが、冷却中の炭素濃度の拡散を抑制し、１段目の焼鈍で形成した均一な炭素濃度分布を維持するため、４００℃以上の温度領域において、１℃／ｓ以上であることが好ましい。
　続いて、冷却の後、温度を保持、あるいは昇温によって、４００℃以上Ａｃ１点以下且つ温度域Ｔで保持を行う。昇温する場合、１段目の焼鈍と別工程（別ライン）にて行っても何ら問題はない。本２段目の焼鈍により、組織を均質化することで、鋼板表層にアスペクト比２．０以上の残留オーステナイト形成を抑制することが可能である。また、オーステナイトから変態して生じた硬質な組織を軟化し続く冷延の負荷を軽減することも可能である。２段目の焼鈍温度がＡｃ１点を超えると、オーステナイト相が生じ、続く冷却中に、組織が不均一化して、所望のアスペクト比を有する残留γの分率が低下する。その他、Ｔｉ、Ｎｂ等の析出強化元素を添加している場合には、これら元素からなる炭化物や窒化物が粗大に析出して高降伏比に寄与しなくなる。一方、２段目の焼鈍温度が４００℃未満では表層脱炭と軟質化の効果が得られない。また、２段目の焼鈍時間は６０秒以上行うことが好ましい。２段目の焼鈍時間が６０秒に満たない場合、脱炭が進行しにくい場合があるためである。２段目の焼鈍時間の上限に特に制限は無いが、生産性とコストの面から４８時間以下であることが望ましい。また４００℃以上Ａｃ１点以下であると同時に、温度域Ｔも満たす必要がある。Ｔは、５０００√α　－６００℃以上である。ここで、α＝[Ｓｂ]＋[Ｃｕ]／１０＋[Ｓｎ]／１０であり、本パラメータは、表面偏析元素Ｓｂ、Ｃｕ、Ｓｎの量に対応した値であり、大きいほど焼鈍中の脱炭を抑制する効果がある。
　本発明者らは、十分な脱炭が進行する焼鈍温度Ｔを、αの値に応じて決められることを見出した。上記の温度条件を満たさない場合、表層の脱炭が十分に進行しない。
　［酸洗と冷間圧延］
　ついで、上記鋼板を酸洗後、３０％以上となる圧下率で冷間圧延を行って所望の板厚まで冷延鋼板をする。冷間圧延は、タンデム圧延（一方向圧延）、リバース圧延いずれの方法でも良く、公知の温間圧延技術を利用してもよい。圧下率が低い場合、再結晶駆動力が低いため、続く焼鈍工程で十分な再結晶が生じず、強度延性バランスの低下につながるほか、組織が不均一化して所望の残留γ分率を確保するのが困難になる。また、上限は特に規定されないが、圧延負荷の観点からは、８０％以下とするのが好ましい。
　ついで、焼鈍工程として、得られた鋼板に熱処理および必要に応じて鍍金処理を行う。Ａｃ３点＋１０℃以上９５０℃以下に加熱し、さらに、少なくとも４００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下、４００℃から５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度域まで、平均冷却速度５℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下で冷却する。好ましくは該冷却停止温度域で０．５ｓ以上の間保持する。次いで、２５０℃以上、５３０℃以下の温度域まで加熱をしたのち、該温度域で１０ｓ以上の間保持し、冷却を行う。
　［焼鈍温度：Ａｃ３＋１０℃以上９５０℃以下］
　焼鈍工程では、はじめに鋼板をＡｃ３＋１０℃以上９５０℃以下に加熱する。昇温速度は特に限定されないが、過度に低い場合は、結晶粒が粗大化し靭性を損なう場合があるため、平均で５℃／ｓ以上とすることが好ましい。上限は特に規定されず、誘導加熱の方法などによって１００℃／ｓを超えるような条件を適用しても何ら問題はない。Ａｃ３＋１０℃以上９５０℃の温度域において組織がオーステナイト化し、冷延前焼鈍時の表層脱炭で形成された強い炭素濃度分布が和らぐ。しかし、完全な均質化まではしないことが本発明のポイントである。完全に均質化されてしまうと、所望の硬度分布が形成されない。続く冷却工程において、硬質なマルテンサイトが形成される。Ａｃ３＋１０℃未満であると、焼鈍中にフェライトが残存し、また、焼戻しマルテンサイトの分率を低下して、強度を著しく損なってしまう。また、９５０℃を超えると、オーステナイト粒が過度に成長し、冷却後のマルテンサイトの組織も粗大となって、ＹＳが低くなる。さらに、焼鈍中に表層からの脱炭が進行し、鋼板表層のフェライト分率が増大して、ＹＳが低くなる。より好ましい範囲は、Ａｃ３＋２０℃以上９２０℃以下である。
　なお、本明細書中に示されるＡｃ１とＡｃ３は、「レスリー鉄鋼材科学」（丸善株式会社、幸田成康監訳、１９８５年５月３１日発行、２７３頁）に記載されている下記（Ａ）式、（Ｂ）式から算出できる。式中［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素、あるいは、分析の検出下限未満である元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ１（℃）＝７２３－１０．７×［Ｍｎ］－１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］・・・（Ａ）
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×√［Ｃ］－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋１２０×［Ａｓ］＋４００×［Ｔｉ］・・・（Ｂ）
また、本発明者らは、鋼板表層に熱延板に形成されるような厚いスケールが形成されず、また、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕの元素量に対応したαが規定された条件を満たした場合には、上記のような高温域まで焼鈍しても表層脱炭がほとんど形成しないことを知見した。
　［４００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下］
　焼鈍後の冷却速度は、１０℃／ｓ以上とする。特に、冷延前焼鈍で表層側の炭素濃度が減少している場合には、十分な冷却速度がないと表層側で、高温析出相が生じ、鋼板が軟質化するためである。より好ましくは、１５℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは２０℃／ｓ以上である。一方、冷却速度が過度に高い場合、コイル幅方向で冷却に不均一が生じ、板の平坦度が損なわれることから、１００℃／ｓ以下とする。
　［４００℃から５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度域まで、平均冷却速度５℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下］
　続いて、４００℃から冷却停止温度までを平均冷却速度５℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下で行う。冷却により、焼鈍で生じたオーステナイトの一部をマルテンサイトに変態させる。高温析出相抑制の点から焼鈍後の冷却速度は、高い方が好ましく、５℃／ｓ以上とする。一方で、過度に冷却速度が速い場合、コイル幅方向で均一な冷却停止温度が確保できないため、上限は２０℃／ｓとする。冷却停止温度は、５０℃以上３００℃以下とする。５０℃より低いと、延性を担うオーステナイトの分率が過度に低下する。一方、３００℃より高いと、オーステナイトの分率が過剰となり、続く、冷却工程において、フレッシュマルテンサイトが生成する一方で焼戻しマルテンサイトが減少し、延性を低下する。より好ましい範囲は、８０℃以上２５０℃以下である。本発明の冷却手段としては、公知の手法を用いれば良く、ガス冷却や油冷却、ミスト冷却などの他、低融点液体金属冷却等が適用できる。
　［冷却停止温度域での保持時間０．５ｓ以上］
　上記温度まで冷却後、鋼板は直ちに加熱されることなく、該温度で０．５ｓ以上の時間保持されてもよい。本発明者らの実験によれば、完全に均一な冷却ができないことに起因して、冷却停止直後の鋼板は、幅方向で数十度程度の温度差が形成される場合がある。冷却停止後に形成される温度差の影響は、続く昇温・冷却工程後の幅方向温度差に影響する場合がある。その結果、コイル幅方向の材質不均一をもたらす場合がある。冷却停止温度域で０．５ｓ以上の保持時間を設置することで、保持中にコイル幅方向の温度差が均一化し、最終冷却後にコイル幅方向の材質を均一化し、機械的特性の均一化も可能となるため好ましい。より好ましい時間は、１．０ｓ以上であり、さらに好ましくは、３秒以上である。
　［再加熱：冷却停止温度以上かつ２５０℃以上、５３０℃以下の温度域まで加熱をしたのち、該温度域で１０ｓ以上の間保持］
　上記冷却停止の後、生成したマルテンサイトを焼戻すため、また、残留したオーステナイトを安定化させるために、再加熱を行う。上記冷却停止の後は、直ちに再加熱を行っても良いし、炭化物が顕著に析出しない範囲において温度保持をした後に再加熱を行っても良い。再加熱温度は、過度に低い場合、上述の組織を得るための炭素の拡散が十分に促進されず、所望の強度延性バランスが確保できない。また、過度に高い場合には、炭化物が粗大に析出し、軟質化させてしまう。より好ましい範囲は、冷却停止温度以上かつ２８０℃以上、４５０℃以下である。また、保持時間が１０秒未満では、オーステナイト安定化に必要な炭素の拡散が十分に行われず、フレッシュマルテンサイト分率が過度に高くなって延性が十分に向上しない。より好ましい保持時間は、６０秒以上、さらに好ましくは１８０秒以上である。
　また、焼鈍工程においては、上記範囲内、すなわち、２５０℃以上、５３０℃以下の温度範囲内において、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよく、また、溶融亜鉛めっき後に４７０℃以上５３０℃以下の温度域で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても良い。さらに本発明の鋼板を電気めっきし、電気めっき鋼板としても良い。
　［伸び率０．０２％以上のスキンパス圧延］
　焼鈍工程後には、冷却の後、平坦矯正と降伏比増大のため、０．０２％以上の伸長率で、スキンパス圧延を実施する必要がある。伸長率の好ましい上限範囲は２．０％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。伸長率の好ましい下限範囲は、０．０５％以上である。
　なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
　以下、本発明の実施例を示す。ただし、本発明は、本実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれるものとする。
　表１に示す化学組成であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる上記鋼素材を溶製し、表２に示す条件で薄鋼板を製造した。熱間圧延工程では、鋼素材を再加熱し、粗圧延と仕上げ圧延を行った後、冷却し、巻取り処理を行った。熱延板の板厚は、１．８～４．０ｍｍの範囲で調整した。その後、熱延スケールを表層に残したままの状態で熱処理を行い、酸洗にてスケールを除去した。その後、冷間圧延を行った。冷延板の板厚は、０．８～２．４ｍｍの範囲で調整した。その後、熱処理（ＣＲ）を行った。一部については、熱処理の途中もしくは後工程にて、溶融亜鉛めっき処理（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき処理（ＧＡ）、電気亜鉛めっき処理（ＥＧ）を行った。
　［引張試験］
　得られた鋼板の板幅１／４位置から、圧延直角方向にＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を切出し、ＪＩＳＺ２２４１（２０２２）に従って引張試験を行った。試験片を突合せて、Ｅｌ（全伸び）を測定し、１００００／ＴＳ（ＭＰａ）％以上を合格とした。また、圧延方向と板厚方向が観察面となるように、試験片をカーボン樹脂に埋込み、ＪＩＳＺ２２４４に従って硬度試験を行い、組織評価を行った。また、板幅１／４位置から、クリアランス１５％で５０Ｌ×１００Ｃのサンプルを打ち抜き、曲げＲ／ｔ＝４となるようにＶ字形状に３０°の角度でＣ曲げ加工してなる試験片を用意した。
　［曲げ加工部の水素脆化特性試験］
　次いで、上記試験片の曲げ加工部の開き角度を変更して該試験片の表層に１．４×ＴＳまでの残留応力を負荷した状態に拘束し、その拘束した状態の試験片を、液温２５℃、ｐＨ１．７の塩酸に２００時間設置した。目視観察によって曲げ加工中央部の亀裂発生有無を測定した。目視で亀裂が確認されなかったものを曲げ加工部の耐水素脆化特性に優れると判断した。以上の結果を表３にまとめた。

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０９０％以上０．３００％以下、
    Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、
    Ｍｎ：１．８％以上４．０％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．２００％以下、
    Ｎ：０．０２００％以下、および、
    Ｏ：０．０１００％以下を含有し、
    Ｃｕ：０．００５％以上０．５％以下、
    Ｓｎ：０．００５％以上０．５％以下、および、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．０７％以下、
    の内から少なくとも２種を合計で、０．００５≦α≦０．０７となるよう含有し、
    ここで、α＝［Ｓｂ］＋［Ｃｕ］／１０＋［Ｓｎ］／１０で表される無次元量であり、［Ｓｂ］、［Ｃｕ］、［Ｓｎ］はそれぞれの含有量（質量％）を意味し、含有しない場合にはゼロであり、
    残部が、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    コイル幅１／４位置かつ板厚１／４位置における鋼組織が、
    フェライトが面積率で０％以上５％以下、
    残留オーステナイトが体積率で３％以上２０％以下、
    焼戻しマルテンサイトが面積率で７０％以上、および、
    フレッシュマルテンサイトが面積率で０％以上２０％以下を満足し、さらに、
    コイル幅１／４位置かつ板厚最表層における鋼組織が、
    フェライトが面積率で０％以上５％以下を満足し、さらに、
    コイル幅１／４位置かつ板厚最表層における、鋼組織において、
    アスペクト比が２．０以上である残留オーステナイトが、全残留オーステナイトに占める割合は、５０％以下を満足し、
    引張強さＴＳ、降伏強度ＹＳについて、
    　ＴＳ≧９８０ＭＰａ
    　１００×ＹＳ／ＴＳ≧７０
    を満足し、
    板厚方向の硬度分布において、
    板厚１／４位置の硬度値Ｈ０２５と板厚１／２０位置の硬度値Ｈ００５の関係が、
    ２．５≦１００×（Ｈ０２５－Ｈ００５）／Ｈ０２５≦２０．０
    である、高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．２００％以下、
    Ｔａ：０．１０％以下、
    Ｗ：０．１０％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｃｏ：０．０１０％以下、
    Ｎｉ：０．２００％以下、
    Ｃａ：０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０．１００％以下、
    Ｔｅ：０．１００％以下、
    Ｈｆ：０．１０％以下、
    Ｂｉ：０．２００％以下、
    のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　表面に、電気亜鉛めっき層が形成されている、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  4. 　表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されている、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  5. 　表面に、合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  6. 　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、前記成分組成を有する鋼スラブを、
    １０８０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱したのち、
    ８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、
    次いでＭｓ＋５０℃以上Ｂｓ℃以下の温度域で巻取り、
    熱延スケールを表層に残したままの状態で、
    軟質化焼鈍を、
    Ａｃ３点以上で焼鈍した後、
    ４００℃以上Ａｃ１点以下且つ温度域Ｔで、
    Ｔ≧５０００√α　－６００℃
    を満たしてさらに焼鈍を行い、ここで、α＝［Ｓｂ］＋［Ｃｕ］／１０＋［Ｓｎ］／１０であり、［Ｓｂ］、［Ｃｕ］、［Ｓｎ］はそれぞれの含有量（質量％）を意味し、含有しない場合にはゼロであり、
    鋼板表面のスケールを酸洗で除去した後、
    ３０％以上の冷延圧下率で得られた冷延板を、
    Ａｃ３＋１０℃以上９５０℃以下に加熱し、
    さらに、４００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下、
    ４００℃から５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度域まで、
    平均冷却速度５℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下で冷却し、
    次いで、２５０℃以上、５３０℃以下の温度域まで加熱をしたのち、
    該温度域で１０ｓ以上の間保持し、
    冷却の後、伸び率０．０２％以上のスキンパス圧延を行う、高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記４００℃から５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度域まで平均冷却速度５℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下で冷却した後、該冷却停止温度域で０．５ｓ以上の間保持する、請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
  8. 　さらに、電気亜鉛めっきを施す、請求項６又は７に記載の高強度鋼板の製造方法。
  9. 　さらに、溶融亜鉛めっきを施す、請求項６又は７に記載の高強度鋼板の製造方法。
  10. 　さらに、溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０℃以上５３０℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す、請求項６又は７に記載の高強度鋼板の製造方法。
PCT/JP2025/003146 2024-03-12 2025-01-31 高強度鋼板およびその製造方法 Pending WO2025192079A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2025527749A JP7800779B1 (ja) 2024-03-12 2025-01-31 高強度鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2024037749 2024-03-12
JP2024-037749 2024-03-12

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2025192079A1 true WO2025192079A1 (ja) 2025-09-18

Family

ID=97063261

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2025/003146 Pending WO2025192079A1 (ja) 2024-03-12 2025-01-31 高強度鋼板およびその製造方法

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP7800779B1 (ja)
WO (1) WO2025192079A1 (ja)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2004106571A1 (ja) * 2003-05-27 2004-12-09 Nippon Steel Corporation 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法、並びに、高強度薄鋼板により作製された自動車用強度部品
KR20140083801A (ko) * 2012-12-26 2014-07-04 주식회사 포스코 도금성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그의 제조방법
JP2022515107A (ja) * 2018-12-18 2022-02-17 ポスコ 延性及び加工性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
WO2022054221A1 (ja) * 2020-09-11 2022-03-17 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2023233036A1 (en) * 2022-06-03 2023-12-07 Thyssenkrupp Steel Europe Ag High strength, cold rolled steel with reduced sensitivity to hydrogen embrittlement and method for the manufacture thereof

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2004106571A1 (ja) * 2003-05-27 2004-12-09 Nippon Steel Corporation 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法、並びに、高強度薄鋼板により作製された自動車用強度部品
KR20140083801A (ko) * 2012-12-26 2014-07-04 주식회사 포스코 도금성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그의 제조방법
JP2022515107A (ja) * 2018-12-18 2022-02-17 ポスコ 延性及び加工性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
WO2022054221A1 (ja) * 2020-09-11 2022-03-17 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2023233036A1 (en) * 2022-06-03 2023-12-07 Thyssenkrupp Steel Europe Ag High strength, cold rolled steel with reduced sensitivity to hydrogen embrittlement and method for the manufacture thereof

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2025192079A1 (ja) 2025-09-18
JP7800779B1 (ja) 2026-01-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6791371B2 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
CN101932745B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN111527223B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP6822488B2 (ja) 鋼板
WO2017179372A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP2243852A1 (en) High-strength hot-dip zinc coated steel sheet excellent in workability and process for production thereof
CN101932746A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP7401826B2 (ja) 鋼板、及び鋼板の製造方法
WO2012063969A1 (ja) 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN106164319A (zh) 具有耐延迟断裂性的马氏体钢及制造方法
WO2013046476A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN114555845B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JPWO2019151017A1 (ja) 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法
JP7006849B1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP7006848B1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
EP2792762A1 (en) High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method for producing same
US12331379B2 (en) Cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CN114945690A (zh) 钢板及其制造方法
JP7020594B2 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
CN116897215B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
KR20250164343A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
US12454736B2 (en) Cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
KR20250093735A (ko) 강판 및 이의 제조방법
JP7800779B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2022075072A1 (ja) 高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにこれらの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2025527749

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2025527749

Country of ref document: JP

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

Ref document number: 25770118

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1