[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

WO2012036269A1 - 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法 - Google Patents

延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2012036269A1
WO2012036269A1 PCT/JP2011/071222 JP2011071222W WO2012036269A1 WO 2012036269 A1 WO2012036269 A1 WO 2012036269A1 JP 2011071222 W JP2011071222 W JP 2011071222W WO 2012036269 A1 WO2012036269 A1 WO 2012036269A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
hardness
strength
ductility
cooling
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/071222
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
裕之 川田
丸山　直紀
映信 村里
吉永　直樹
千智 若林
鈴木　規之
Original Assignee
新日本製鐵株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日本製鐵株式会社 filed Critical 新日本製鐵株式会社
Priority to KR1020137006419A priority Critical patent/KR101329840B1/ko
Priority to EP11825267.5A priority patent/EP2617849B1/en
Priority to CA2811189A priority patent/CA2811189C/en
Priority to CN201180044334.3A priority patent/CN103097566B/zh
Priority to PL15202459T priority patent/PL3034644T3/pl
Priority to MX2013002906A priority patent/MX339219B/es
Priority to JP2012513372A priority patent/JP5021108B2/ja
Priority to US13/822,746 priority patent/US9139885B2/en
Priority to ES11825267.5T priority patent/ES2617477T3/es
Priority to EP15202459.2A priority patent/EP3034644B1/en
Priority to BR112013006143-0A priority patent/BR112013006143B1/pt
Publication of WO2012036269A1 publication Critical patent/WO2012036269A1/ja

Links

Images

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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/34—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated
    • C25D5/36—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated of iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/48—After-treatment of electroplated surfaces
    • C25D5/50—After-treatment of electroplated surfaces by heat-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/56—Electroplating: Baths therefor from solutions of alloys
    • C25D3/565—Electroplating: Baths therefor from solutions of alloys containing more than 50% by weight of zinc

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate, a high-strength galvanized steel plate excellent in ductility and stretch flangeability, and methods for producing them.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application Nos. 2010-208329 and 2010-208330 filed in Japan on September 16, 2010, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • the mass is C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.3 to 1.8%, Mn: 1.0 to 3 0.0%, S: 0.005% or less, having a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities, a composite structure comprising ferrite, tempered martensite, residual austenite, and a low-temperature transformation phase, and the ferrite Is 30% or more by volume, the tempered martensite is 20% or more by volume, the retained austenite is 2% or more by volume, and the average grain size of the ferrite and tempered martensite is 10 ⁇ m or less.
  • a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability (see, for example, Patent Document 1).
  • the amounts of C, Si, Mn, P, S, Al and N are adjusted, and if necessary, Ti, Nb, V, B, Cr, Mo,
  • the ferrite contains 3% or more, bainite containing carbide and 40% or more martensite containing carbide, and the ferrite, bainite, and martensite.
  • a tensile strength having a structure in which the number of ferrite grains having cementite, martensite, or retained austenite in the grains is 30% or more of the total ferrite.
  • Patent Document 3 the standard deviation of the hardness inside the steel plate is reduced, and the same hardness is provided throughout the steel plate.
  • Patent Document 4 the hardness of the hard part is reduced by heat treatment, and the difference in hardness from the soft part is reduced.
  • Patent document 5 makes a hardness difference with a soft part small by making a hard site
  • the Mn concentration in the cross section in the thickness direction of the steel sheet A steel sheet having a smaller ratio between the upper limit value and the lower limit value can be given (for example, see Patent Document 6).
  • the present inventor has intensively studied to solve the above problems. As a result, by increasing the micron Mn distribution inside the steel sheet, the hardness difference is large, the dispersion of the hardness distribution is limited, and the steel sheet having a sufficiently small average crystal grain size has a maximum tensile strength of 900 MPa or more. It has been found that ductility and stretch flangeability (hole expansibility) can be greatly improved while ensuring high strength.
  • a plurality of measurement areas with a diameter of 1 ⁇ m or less are set, and the hardness measurement values in the plurality of measurement areas are arranged in ascending order to obtain a hardness distribution, and the hardness measurement If the whole number is multiplied by 0.02 and the number includes a decimal number, rounding it up to obtain an integer N0.02 gives the smallest measured value of N0.02
  • the hardness is 2% hardness, and when the total number of hardness measurement values is 0.98 and the number includes a decimal number, an integer N0.98 obtained by rounding it down is obtained to obtain the minimum hardness When the hardness of the N0.98 largest measured value from the measured value is 98% hardness, the 98% hardness is 1.5 times or more of the 2% hardness, and between the 2% hardness and the 98% hardness.
  • the hardness distribution has a kurtosis K * of -1.2 or more and -0.4 or less, and the steel High-strength steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability, wherein the average crystal grain size in the tissue is 10 ⁇ m or less.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the Mn concentration in the base iron at 1/8 to 3/8 thickness of the steel sheet is 0.4% or more and 3.5% or less in terms of mass%.
  • [3] When the section from the 2% hardness to the 98% hardness is equally divided into 10 1/10 sections, the number of measured hardness values in each 1/10 section is the total measured value.
  • the high-strength steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability according to [1] or [2], which is in the range of 2 to 30% of the number.
  • the hard phase is any one or both of a bainitic ferrite phase and a bainite phase having a volume fraction of 10 to 45% and a fresh martensite phase of 10% or less [1] ]
  • the high strength steel plate excellent in ductility and stretch flangeability as described in any one of [3].
  • the steel sheet structure further contains 2 to 25% of retained austenite phase, and has high ductility and stretch flangeability according to any one of [1] to [4] steel sheet.
  • [6] Furthermore, in mass%, Ti: 0.005 to 0.09%, Nb: 0.005 to 0.09% of one kind or two or more kinds, characterized in that it has excellent ductility and stretch flangeability according to any one of [1] to [5] steel sheet.
  • B 0.0001 to 0.01%
  • Cr 0.01 to 2.0%
  • Ni 0.01 to 2.0%
  • Cu 0.01 to 2.0%
  • Mo High strength excellent in ductility and stretch flangeability according to any one of [1] to [6], characterized by containing one or more of 0.01 to 0.8% steel sheet.
  • V A high-strength steel sheet excellent in ductility and stretch flangeability according to any one of [1] to [7], characterized by containing 0.005 to 0.09%.
  • the slab having the chemical component according to any one of [1] or [6] to [9] is directly or once cooled and then heated to 1050 ° C. or higher to either 800 ° C. or Ar 3 transformation point. Hot rolling at a higher temperature or higher, and rolling in a temperature range of 750 ° C.
  • cooling is performed from the maximum heating temperature to the ferrite transformation temperature range or lower and primary cooling is performed for 20 to 1000 seconds in the ferrite transformation temperature range.
  • cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./second or higher in the bainite transformation temperature range, and secondary cooling is performed in which the martensite transformation start temperature is lower than the martensite transformation start temperature ⁇ 120 ° C. or higher.
  • the steel sheet after the secondary cooling is stopped for 2 seconds to 1000 seconds within the range of the martensite transformation start temperature or lower and the second cooling stop temperature or higher.
  • the heating rate in the bainite transformation temperature range is set to an average of 10 ° C./sec or higher, and the bainite transformation start temperature is reheated to a reheating stop temperature of 100 ° C. or higher.
  • t (T) is the residence time (seconds) of the steel sheet at the temperature T ° C. in the cooling step after the winding.
  • t (T) is the residence time (seconds) of the steel sheet at the temperature T ° C. in the cooling step after the winding.
  • Ductility characterized by immersing the steel sheet in a galvanizing bath in the reheating when the high strength steel sheet is manufactured by the manufacturing method according to any one of [11] to [14]
  • a method for producing high-strength galvanized steel sheets with excellent stretch flangeability [16] The steel sheet is immersed in a galvanizing bath in the bainite transformation temperature range of the third cooling when the high-strength steel sheet is manufactured by the manufacturing method according to any one of [11] to [14].
  • a method for producing a high-strength galvanized steel sheet comprising: producing a high-strength steel sheet by the production method according to any one of [11] to [14]; [18] A method for producing a high-strength galvanized steel sheet, comprising producing a high-strength steel sheet by the production method according to any one of [11] to [14] and then performing hot dip galvanizing.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has a predetermined chemical composition, and in the range of 1/8 to 3/8 thickness of the steel sheet, a plurality of measurement areas having a diameter of 1 ⁇ m or less are set, and the hardness in the plurality of measurement areas Is obtained by arranging the measured values in ascending order and obtaining a hardness distribution, and by multiplying the total number of measured hardness values by 0.02 and including the decimal number, the integer N0.02 obtained by rounding it up is obtained.
  • the hardness of the N0.02 largest measurement value from the minimum hardness measurement value is 2% hardness
  • the total number of hardness measurement values is multiplied by 0.98, and the number includes a decimal number
  • An integer N0.98 obtained by rounding down is obtained
  • the hardness of the N0.98 largest measurement value is 98% hardness from the minimum hardness measurement value
  • the 98% hardness is 1.5% of the 2% hardness.
  • the kurtosis of the hardness distribution between the 2% hardness and the 98% hardness * Is at -0.40 or less an average the crystal grain diameter is 10 ⁇ m or less in the steel sheet structure, while ensuring high strength of more than tensile strength 900 MPa, a steel sheet excellent in ductility and stretch flangeability.
  • the step of using a slab having a predetermined chemical component as a hot-rolled coil winds the steel sheet after hot rolling at 750 ° C.
  • the micro Mn distribution inside the steel sheet is increased by cooling to a take-off temperature of ⁇ 100) ° C. at a cooling rate of 20 ° C./hour or less while satisfying the above formula (1).
  • the steps of continuously annealing the steel sheet having a large Mn distribution are a heating process in which annealing is performed at a maximum heating temperature of 750 to 1000 ° C., and a process of cooling the steel sheet from the maximum heating temperature to the ferrite transformation temperature range or less.
  • the second cooling step that stops in the range of the martensite transformation start temperature of ⁇ 120 ° C. or higher and the steel plate after the second cooling step is stopped for 2 seconds to 1000 seconds below the Ms point and in the range of the second cooling stop temperature or higher.
  • the steel plate after the process and the dwell process is re-started at a bainite transformation start temperature of ⁇ 80 ° C. or more with an average heating rate in the bainite transformation temperature range of 10 ° C./second or more.
  • FIG. 1 shows an example of a high-strength steel sheet according to the present invention.
  • Each measured value is converted with the difference between the maximum value and the minimum value of the measured value of hardness as 100%, and is divided into a plurality of classes, It is the graph which showed the relationship with the number of the measured values in a class.
  • FIG. 2 is a diagram comparing the hardness distribution of the high-strength steel sheet of the present invention with a normal distribution.
  • FIG. 3 is a graph schematically showing the relationship between the transformation rate and the elapsed time of the transformation treatment when the difference between the maximum value and the minimum value of the Mn concentration in the ground iron is relatively large.
  • FIG. 4 is a graph schematically showing the relationship between the transformation rate and the elapsed time of the transformation treatment when the difference between the maximum value and the minimum value of the Mn concentration in the ground iron is relatively small.
  • FIG. 5 is a graph for explaining the temperature history of the cold-rolled steel sheet when passing through the continuous annealing line, and is a graph showing the relationship between the temperature of the cold-rolled steel sheet and time.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has a predetermined chemical composition, an average crystal grain size in the steel sheet structure is 10 ⁇ m or less, and has a measurement region having a diameter of 1 ⁇ m or less in the range of 1/8 to 3/8 thickness of the steel sheet.
  • 98% hardness in the hardness distribution is 1.5 times or more of 2% hardness, and 2% hardness
  • An example of the hardness distribution of the high-strength steel sheet of the present invention is shown in FIG.
  • a hardness measurement value is obtained in a plurality of measurement regions set in a range of 1/8 thickness to 3/8 thickness of the steel sheet, and the total number of hardness measurement values is multiplied by 0.02, which is When a decimal number is included, an integer N0.02 obtained by rounding it up is obtained. Further, when the total number of hardness measurement values is multiplied by 0.98, and the number includes a decimal number, an integer N0.98 obtained by rounding down is obtained. Then, the hardness of the N0.02 largest measurement value from the measurement value of the minimum hardness in the plurality of measurement regions is set to 2% hardness.
  • the hardness of the N0.98th largest measured value from the measured value of the minimum hardness in the plurality of measurement regions is set to 98% hardness.
  • 98% hardness is 1.5 times or more of 2% hardness
  • the kurtosis K * of the hardness distribution between 2% hardness and 98% hardness is ⁇ 0.40 or less. It is preferable that
  • the reason for limiting the size of the measurement region to a diameter of 1 ⁇ m or less when setting a plurality of measurement regions is to accurately evaluate the hardness variation caused by the steel sheet structure such as ferrite phase, bainite phase, martensite phase, etc. Because.
  • the average crystal grain size in the steel sheet structure is 10 ⁇ m or less. Therefore, in order to accurately evaluate the hardness variation due to the steel sheet structure, in a measurement region narrower than the average crystal grain size. It is necessary to obtain a measured value of hardness. Specifically, it is necessary to set a region having a diameter of 1 ⁇ m or less as a measurement region. When the hardness is measured using a normal Vickers tester, the indentation size is too large to accurately evaluate the hardness variation due to the structure.
  • the “measured value of hardness” in the present invention means a value measured by the following method. That is, in the high-strength steel sheet of the present invention, a measurement obtained by measuring the hardness with an indentation load of 1 g using an indentation depth measurement method using a dynamic microhardness meter equipped with a Belkovic type triangular cone indenter. Use the value.
  • the measurement position of the hardness is in the range of 1/8 to 3/8, centering on 1/4 of the plate thickness in the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the total number of hardness measurement values is in the range of 100 to 10,000, preferably 1000 or more.
  • the indentation size measured in this way is assumed to be circular, the diameter is 1 ⁇ m or less.
  • the shape of the indentation is a rectangle or triangle other than a circle, the indentation shape may have a dimension in the longitudinal direction of 1 ⁇ m or less.
  • the “average crystal grain size” in the present invention means a value measured by the following method. That is, in the high-strength steel plate of the present invention, it is preferable to use a crystal grain size measured by using an EBSD (Electric Backscattering Diffraction) method.
  • the observation surface of the crystal grain size is in the range of 1/8 to 3/8, centering on 1/4 of the plate thickness in the plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • a cutting method is applied to the grain boundary map obtained by regarding the observation plane as a crystal grain boundary having a boundary line where the crystal orientation difference between measurement points adjacent to the bcc crystal orientation is 15 degrees or more.
  • the steel sheet structure In order to obtain a steel sheet with excellent ductility, it is important to use a structure with excellent ductility represented by ferrite as a steel sheet structure.
  • a tissue having excellent ductility is soft. Therefore, in order to obtain a steel sheet having high ductility while ensuring sufficient strength, the steel sheet structure needs to include a soft structure and a hard structure typified by martensite.
  • a steel sheet having a steel structure that includes both a soft structure and a hard structure the greater the difference in hardness between the soft part and the hard part, the easier the strain that accompanies the deformation accumulates in the soft part and is distributed to the hard part. Since it becomes difficult, ductility improves.
  • the 98% hardness is 1.5 times or more of the 2% hardness, so the hardness difference between the soft part and the hard part is sufficiently large, thereby obtaining sufficiently high ductility. Can do.
  • the 98% hardness is preferably 3.0 times or more of the 2% hardness, more preferably more than 3.0 times, and even more preferably 3.1 times or more. 4.0 times or more is more preferable, and 4.2 times or more is more preferable. If the measured value of the hardness of 98% is less than 1.5 times the measured value of the hardness of 2%, the difference in hardness between the soft part and the hard part is not sufficiently large, and the ductility becomes insufficient. .
  • the measured value of 98% hardness is 4.2 times or more of the measured value of 2% hardness, the hardness difference between the soft part and the hard part is sufficiently large, and both ductility and hole expansibility are achieved. Since it improves further, it is preferable.
  • the hardness difference between the soft part and the hard part is preferably as large as possible from the viewpoint of ductility.
  • the regions having a large hardness difference are in contact with each other, a gap of strain accompanying deformation of the steel plate is generated at the boundary portion, and micro cracks are likely to occur.
  • a micro crack becomes a starting point of a crack, so that stretch flangeability is deteriorated.
  • the boundary where the regions with large hardness difference contact each other is reduced, and the regions with large hardness difference contact each other. It is effective to shorten the length of the boundary.
  • the average crystal grain size measured by the EBSD method is 10 ⁇ m or less, so the boundary between the areas having a large hardness difference in the steel sheet is shortened, and the hardness difference between the soft part and the hard part is small. Deterioration of stretch flangeability due to its large size is suppressed, and excellent stretch flangeability is obtained.
  • the average crystal grain size is preferably 8 ⁇ m or less, and more preferably 5 ⁇ m. When the average crystal grain size exceeds 10 ⁇ m, the effect of shortening the boundary where the regions having a large hardness difference in the steel plate contact with each other becomes insufficient, and deterioration of stretch flangeability cannot be sufficiently suppressed.
  • the steel sheet structure should be composed of finely dispersed structures having various hardnesses, and the dispersion of the hardness distribution in the steel sheet should be small.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention has a hardness distribution with a kurtosis K * of ⁇ 0.40 or less, thereby reducing variations in hardness distribution in the steel sheet and having few boundaries where the areas with large hardness differences contact each other.
  • the kurtosis K * is preferably ⁇ 0.50 or less, and more preferably ⁇ 0.55 or less.
  • the lower limit of the kurtosis K * is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, since it is difficult from experience to make K * less than ⁇ 1.20, this is the lower limit.
  • the kurtosis K * is a value obtained from the hardness distribution by the following equation (2), and is a numerical value evaluated by comparing the hardness distribution with a normal distribution.
  • the kurtosis is a negative number, it indicates that the hardness distribution curve is relatively flat, and the larger the absolute value, the greater the deviation from the normal distribution.
  • Hi Hardness at the i-th largest measurement point from the minimum hardness measurement value H *: Average hardness from the minimum hardness N0.02-th largest measurement point to N0.98-th largest measurement point s *: Minimum hardness N0 Standard deviation from .02 largest measurement point to N0.98 largest measurement point
  • the steel sheet structure is not sufficiently composed of finely dispersed structures having sufficiently diverse hardness, and thus the hardness distribution varies widely in the steel sheet. As a result, there are many boundaries where the regions having a large hardness difference contact each other, and the deterioration of stretch flangeability cannot be sufficiently suppressed.
  • FIG. 1 shows an example of a high-strength steel sheet according to the present invention.
  • Each measured value is converted with the difference between the maximum value and the minimum value of the measured value of hardness as 100%, and is divided into a plurality of classes, It is the graph which showed the relationship with the number of the measured values in a class.
  • the horizontal axis indicates hardness
  • the vertical axis indicates the number of measured values in each class.
  • the solid line of the graph shown in FIG. 1 connects the number of measured values in each class.
  • the number of measurement values in each divided range D obtained by dividing the range from 2% hardness to 98% hardness into 10 equal parts is all
  • the range is preferably 2% to 30% of the number of measured values.
  • the number of measurement values in each class has a peak in the division range D near the center.
  • the line connecting the number of measurement values in each class has a valley in the division range D near the center. Therefore, there are many structures with a large hardness difference having different division ranges D arranged on both sides of the valley.
  • the number of measured values in each divided range D is more preferably 25% or less of the total number of measured values. More preferably, it is% or less. In order to further improve the stretch flangeability, the number of measured values in each divided range D is more preferably 4% or more of the total number of measured values, and more preferably 5% or more. Further preferred.
  • the hardness distribution of the high-strength steel sheet according to the present invention will be described in detail in comparison with a general normal distribution.
  • the kurtosis K * of the normal distribution is generally said to be 0.
  • the kurtosis of the hardness distribution of the steel sheet according to the present invention is ⁇ 0.4 or less, it is clear that the distribution is different from the normal distribution.
  • the hardness distribution of the steel sheet according to the present invention is flat and has a long tail as compared with the normal distribution.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has such a hardness distribution, and the difference between 98% hardness and 2% hardness corresponding to both ends of the distribution is as large as 1.5 times or more.
  • the difference in hardness between the soft part and the hard part becomes sufficiently large, and high ductility can be obtained. That is, the present inventor found that when the hardness distribution is different from the conventional one and the kurtosis is ⁇ 0.4 or less, the hole expandability is higher when the ratio of 98% hardness to 2% hardness is larger. I found it to be improved. On the other hand, the prior art states that the smaller the hardness ratio of the structure, the better the hole expanding property.
  • the conventional technique is based on the assumption of a hardness distribution close to a normal distribution, and is fundamentally different from the technique presented in the present invention.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is obtained by converting the difference between the maximum value and the minimum value of the Mn concentration in the steel from 1/8 to 3/8 thickness of the steel sheet into mass%. It is preferable that it is 0.40% or more and 3.50% or less.
  • the width of the hardness distribution is widened, whereby 98% hardness is 1.5 times or more, preferably 3.0 times or more, more preferably 2% hardness. More than 3.0 times, further 3.1 times or more, more preferably 4.0 times or more, and further 4.2 or more.
  • the transformation of the ferrite phase will be described as an example.
  • the start time of the phase transformation from austenite to ferrite becomes relatively early.
  • the start time of the phase transformation from austenite to ferrite is relatively later than in the region where the Mn concentration is low. Therefore, the phase transformation from austenite to ferrite in the steel sheet proceeds more gradually as the Mn concentration in the steel sheet is more uneven and the concentration difference is larger.
  • the transformation rate from the ferrite phase volume fraction from 0% to, for example, 50% is slowed down.
  • the above phenomenon is the same not only in the ferrite phase but also in the tempered martensite phase and the remaining hard phase.
  • FIG. 3 schematically shows the relationship between the transformation rate and the elapsed time of the transformation process.
  • the transformation rate is the volume fraction of ferrite in the steel sheet structure
  • the elapsed time of the transformation treatment is the elapsed time of the heat treatment causing the ferrite transformation.
  • the example of the present invention shown in FIG. 3 is a case where the difference between the maximum value and the minimum value of the Mn concentration is relatively large, and the slope of the curve indicating the transformation rate of the entire steel sheet is small (the transformation speed is low).
  • the difference in Mn concentration is preferably 0.60% or more, and more preferably 0.80% or more.
  • the greater the difference in Mn concentration the easier it is to control the phase transformation.
  • the difference in Mn concentration is preferably 3.50% or less. From the viewpoint of weldability, the difference in Mn concentration is more preferably 3.40% or less, and further preferably 3.30% or less.
  • a method for determining the difference between the maximum value and the minimum value of Mn in the thickness of 1/8 to 3/8 is as follows. First, a sample is taken with a plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate as an observation surface. Next, EPMA analysis is performed in the range from 1/8 thickness to 3/8 thickness centering on 1/4 thickness, and the amount of Mn is measured. The measurement is performed with a probe diameter of 0.2 to 1.0 ⁇ m and a measurement time per point of 10 ms or more, and the amount of Mn is measured at 1000 or more points by line analysis or surface analysis. Among the measurement results, the point where the Mn concentration exceeds 3 times the added Mn concentration is considered to be a point where inclusions such as Mn sulfide were measured.
  • the point where the Mn concentration is less than 1/3 times the added Mn concentration is considered to be the measurement of inclusions such as Al oxide. Since the Mn concentration in these inclusions hardly affects the phase transformation behavior in the ground iron, the maximum value and the minimum value of the Mn concentration are obtained after removing the measurement result of inclusions from the measurement results. Then, the difference between the maximum value and the minimum value of the obtained Mn concentration is calculated.
  • the method for measuring the amount of Mn is not limited to the above method.
  • the Mn concentration may be measured by performing direct observation using an EMA method or a three-dimensional atom probe (3D-AP).
  • the steel structure of the high-strength steel sheet of the present invention is composed of a ferrite phase with a volume fraction of 10-50%, a tempered martensite phase with 10-50%, and the remaining hard phase.
  • the remaining hard phase includes one or both of a bainitic ferrite phase and a bainite phase having a volume fraction of 10 to 60% and a fresh martensite phase of 10% or less.
  • the steel sheet structure may contain 2 to 25% of retained austenite phase.
  • “Ferrite” Ferrite is an effective structure for improving ductility, and is preferably contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 10 to 50%. From the viewpoint of ductility, the volume fraction of ferrite contained in the steel sheet structure is more preferably 15% or more, and further preferably 20% or more. In order to sufficiently increase the tensile strength of the steel sheet, the volume fraction of ferrite contained in the steel sheet structure is preferably 45% or less, and more preferably 40% or less. When the volume fraction of ferrite is less than 10%, sufficient ductility may not be obtained. On the other hand, since ferrite is a soft structure, when the volume fraction exceeds 50%, the yield stress may decrease.
  • Bainitic ferrite and bainite are structures having a hardness between soft ferrite and hard tempered martensite and fresh martensite.
  • the high-strength steel sheet of the present invention only needs to contain either bainitic ferrite or bainite, and may contain both.
  • the total amount of bainitic ferrite and bainite is preferably contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 10 to 45%.
  • the total volume fraction of bainitic ferrite and bainite contained in the steel sheet structure is more preferably 15% or more, and further preferably 20% or more, from the viewpoint of stretch flangeability.
  • the total volume fraction of bainitic ferrite and bainite should be 40% or less, preferably 35% or less.
  • the total volume fraction of bainitic ferrite and bainite is less than 10%, the hardness distribution may be biased and stretch flangeability may deteriorate.
  • the total volume fraction of bainitic ferrite and bainite exceeds 45%, it is difficult to produce appropriate amounts of both ferrite and tempered martensite, and the balance between ductility and yield stress deteriorates, which is not preferable.
  • Tempered martensite is a structure that greatly improves the tensile strength, and is preferably contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 10 to 50%. If the volume fraction of tempered martensite contained in the steel sheet structure is less than 10%, sufficient tensile strength may not be obtained. On the other hand, if the volume fraction of tempered martensite contained in the steel sheet structure exceeds 50%, it becomes difficult to secure ferrite and residual austenite necessary for improving ductility. In order to sufficiently increase the ductility of the high-strength steel plate, the volume fraction of tempered martensite is more preferably 45% or less, and further preferably 40% or less. In order to ensure the tensile strength, the volume fraction of tempered martensite is more preferably 15% or more, and further preferably 20% or more.
  • Residual austenite Residual austenite is an effective structure for improving ductility and is preferably contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 2 to 25%. If the volume fraction of retained austenite contained in the steel sheet structure is 2% or more, more sufficient ductility can be obtained. If the volume fraction of retained austenite is 25% or less, it is not necessary to add a large amount of an austenite stabilizing element typified by C or Mn, and weldability is improved.
  • the steel structure of the high-strength steel sheet of the present invention preferably contains retained austenite because it is effective for improving ductility. However, when sufficient ductility is obtained, retained austenite is contained. It does not have to be.
  • the steel sheet structure preferably contains 10% or less in volume fraction.
  • the volume fraction of fresh martensite is preferably 5% or less, and more preferably 2% or less.
  • the steel structure of the high-strength steel sheet of the present invention may contain other structures such as pearlite and coarse cementite.
  • other structures such as pearlite and coarse cementite.
  • pearlite or coarse cementite increases in the steel structure of the high-strength steel plate, ductility deteriorates. From this, the total volume fraction of pearlite and coarse cementite contained in the steel sheet structure is preferably 10% or less, more preferably 5% or less.
  • the volume fraction of each structure included in the steel sheet structure of the high-strength steel sheet of the present invention can be measured, for example, by the method shown below.
  • the volume fraction of retained austenite can be regarded as the volume fraction by performing an X-ray analysis using a plane parallel to the plate surface of the steel sheet and a thickness of 1/4 as an observation surface, and calculating the area fraction. .
  • the volume fractions of ferrite, bainitic ferrite, bainite, tempered martensite and fresh martensite were collected by taking a sample with the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet as the observation surface, polishing the observation surface, Etching and observing the range of 1/8 to 3/8 thickness centered on 1/4 of the plate thickness with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope) Can be regarded as a volume fraction.
  • FE-SEM Field Emission Scanning Electron Microscope
  • the area of the observation surface observed with the FE-SEM can be a square with a side of 30 ⁇ m, for example, and the structures on each observation surface can be distinguished as shown below.
  • Ferrite is a massive crystal grain and is an area where there is no iron-based carbide having a major axis of 100 nm or more.
  • the volume fraction of ferrite is the sum of the volume fraction of ferrite remaining at the maximum heating temperature and the ferrite newly generated in the ferrite transformation temperature range.
  • Bainitic ferrite is a collection of lath-like crystal grains and does not contain iron-based carbide having a major axis of 20 nm or more in the lath.
  • Bainite is a collection of lath-shaped crystal grains, and has a plurality of iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside the lath, and further, these carbides are a single variant, that is, an iron-based material that extends in the same direction. It belongs to the carbide group.
  • the iron-based carbide group extending in the same direction means that the difference in the extension direction of the iron-based carbide group is within 5 °.
  • Tempered martensite is an aggregate of lath-like crystal grains, and has a plurality of iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside the lath, and further, these carbides are a plurality of variants, that is, a plurality of elongated in different directions. It belongs to the iron-based carbide group. Note that bainite and tempered martensite can be easily distinguished by observing the iron-based carbide inside the lath-like crystal grains using FE-SEM and examining the elongation direction.
  • C: 0.050 to 0.400% is contained to increase the strength of the high-strength steel plate.
  • the C content is preferably 0.350% or less, and more preferably 0.300% or less.
  • the C content is less than 0.050%, the strength is lowered, and the maximum tensile strength of 900 MPa or more cannot be ensured.
  • the C content is preferably 0.060% or more, and more preferably 0.080% or more.
  • Si: 0.10-2.50% Si is added to suppress martensite temper softening and increase the strength of the steel sheet.
  • the Si content is preferably 2.20% or less, and more preferably 2.00% or less.
  • the Si content is less than 0.10%, the hardness of the tempered martensite is significantly lowered, and the maximum tensile strength of 900 MPa or more cannot be ensured.
  • the lower limit value of Si is preferably 0.30% or more, and more preferably 0.50% or more.
  • Mn 1.00 to 3.50%
  • Mn is an element that increases the strength of the steel sheet, and since the hardness distribution inside the steel sheet can be controlled by controlling the Mn distribution inside the steel sheet, it is added to the steel sheet of the present invention.
  • the Mn content exceeds 3.50%, a coarse Mn-concentrated portion is formed at the center of the plate thickness of the steel sheet, and embrittlement is likely to occur, and troubles such as cracking of the cast slab are likely to occur.
  • the Mn content exceeds 3.50%, the weldability is also deteriorated. Therefore, the content of Mu needs to be 3.50% or less.
  • the Mn content is preferably 3.20% or less, and more preferably 3.00% or less.
  • the Mn content is less than 1.00%, a large amount of soft structure is formed during cooling after annealing, so it becomes difficult to ensure the maximum tensile strength of 900 MPa or more. It is necessary to make content of 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 1.30% or more, and more preferably 1.50% or more.
  • P 0.001 to 0.030%
  • P tends to segregate in the central part of the plate thickness of the steel sheet, causing the weld to become brittle.
  • the P content exceeds 0.030%, the welded portion is significantly embrittled, so the P content is limited to 0.030% or less.
  • the lower limit of the content of P is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, since the content of P is less than 0.001% is accompanied by a significant increase in production cost, 0.001 % Is the lower limit.
  • S 0.0001 to 0.0100% S adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling. Therefore, the upper limit value of the S content is set to 0.0100% or less. Further, since S is combined with Mn to form coarse MnS to reduce stretch flangeability, the content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0025% or less. The lower limit of the content of S is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, if the content of S is less than 0.0001%, a significant increase in production cost is caused, so 0.0001% Is the lower limit.
  • Al: 0.001% to 2.500% is an element that suppresses the formation of iron-based carbides and increases strength. However, if the Al content exceeds 2.50%, the ferrite fraction in the steel sheet is excessively increased and the strength is lowered, so the upper limit of the Al content is 2.500%.
  • the Al content is preferably 2.000% or less, and more preferably 1.600% or less.
  • the lower limit of the Al content is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, if the Al content is 0.001% or more, the effect as a deoxidizer is obtained. % Is the lower limit. In order to obtain a sufficient effect as a deoxidizer, the Al content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • N 0.0001 to 0.0100% N forms coarse nitrides and deteriorates stretch flangeability, so the amount added needs to be suppressed.
  • N content exceeds 0.0100%, this tendency becomes remarkable, so the N content range is set to 0.0100% or less. Further, N is better because it causes blowholes during welding.
  • the lower limit of the content of N is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, if the content of N is less than 0.0001%, a significant increase in manufacturing cost is caused, so 0.0001% Is the lower limit.
  • O 0.0001-0.0080% Since O forms an oxide and deteriorates stretch flangeability, it is necessary to suppress the addition amount. When the content of O exceeds 0.0080%, the deterioration of stretch flangeability becomes remarkable, so the upper limit of the O content is set to 0.0080% or less.
  • the O content is preferably 0.0070% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit of the content of O is not particularly defined, the effects of the present invention are exhibited. However, if the content of O is less than 0.0001%, a significant increase in manufacturing cost is caused, so 0.0001% Was the lower limit.
  • the high-strength steel sheet of the present invention may further contain the following elements as necessary.
  • Ti 0.005-0.090%
  • Ti is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the Ti content is preferably 0.090% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.080% or less, and further preferably 0.070% or less.
  • the lower limit of the Ti content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.015% or more.
  • Nb 0.005 to 0.090%
  • Nb is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the Nb content is preferably 0.090% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.070% or less, and further preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the Nb content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.015% or more.
  • V 0.005-0.090%
  • V is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the Nb content is preferably 0.090% or less.
  • the lower limit of the content of V is not particularly limited, and the effect of the present invention is exhibited.
  • the content of V is preferably 0.005% or more.
  • B 0.0001 to 0.0100% Since B delays the phase transformation from austenite in the cooling process after hot rolling, the addition of B can effectively promote the distribution of Mn. If the B content exceeds 0.0100%, the hot workability is impaired and the productivity is lowered. Therefore, the B content is preferably 0.0100% or less. From the viewpoint of productivity, the B content is more preferably 0.0050% or less, and further preferably 0.0030% or less. The lower limit of the content of B is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of delaying the phase transformation due to B, the content of B should be 0.0001% or more. preferable. In order to delay the phase transformation, the B content is more preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • Mo 0.01-0.80% Since Mo delays the phase transformation from austenite in the cooling process after hot rolling, the distribution of Mn can be effectively advanced by adding Mo. If the Mo content exceeds 0.80%, the hot workability is impaired and the productivity is lowered. Therefore, the Mo content is preferably 0.80% or less. Although the lower limit of the content of Mo is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of delaying the phase transformation by Mo, the content of Mo should be 0.01% or more. preferable.
  • Cr, Ni, and Cu are elements that improve the contribution of strength, and one or more of them can be added in place of part of C and / or Si. If the content of each element exceeds 2.00%, the pickling property, weldability, hot workability, etc. may deteriorate, so the content of Cr, Ni and Cu is 2.00% or less respectively. It is preferable that The lower limit of the content of Cr, Ni and Cu is not particularly specified, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength of the steel sheet, the content of Cr, Ni and Cu is set to 0 respectively. 0.01% or more is preferable.
  • Total of 0.0001 to 0.5000% of one or more of Ca, Ce, Mg, and REM Ca, Ce, Mg, and REM are effective elements for improving moldability, and one or more of them can be added. However, if the total content of one or more of Ca, Ce, Mg, and REM exceeds 0.5000%, the ductility may be adversely affected, so the total content of each element is 0.5000. % Or less is preferable.
  • the lower limit of the content of one or more of Ca, Ce, Mg and REM is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited, but in order to sufficiently obtain the effect of improving the formability of the steel sheet,
  • the total content of each element is preferably 0.0001% or more.
  • the total content of one or more of Ca, Ce, Mg and REM is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • REM is an abbreviation for Rare Earth Metal and refers to an element belonging to the lanthanoid series.
  • REM and Ce are often added by misch metal and may contain a lanthanoid series element in combination with La and Ce. Even if these lanthanoid series elements other than La and Ce are included as inevitable impurities, the effect of the present invention is exhibited. Even if the metal La or Ce is added, the effect of the present invention is exhibited.
  • the high-strength steel plate of the present invention may be a high-strength galvanized steel plate by forming a galvanized layer or an alloyed galvanized layer on the surface. Since the galvanized layer is formed on the surface of the high-strength steel plate, the steel sheet has excellent corrosion resistance. Moreover, since the alloyed galvanized layer is formed on the surface of the high-strength steel plate, it has excellent corrosion resistance and excellent paint adhesion.
  • a slab having the above-described chemical component (composition) is cast.
  • a slab produced by a continuous casting slab, a thin slab caster or the like can be used.
  • the method for producing a high-strength steel sheet of the present invention is compatible with a process such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting.
  • the slab heating temperature needs to be 1050 ° C. or higher.
  • the finish rolling temperature falls below the Ar3 transformation point, resulting in two-phase rolling of ferrite and austenite, and the hot rolled sheet structure becomes a heterogeneous mixed grain structure, which has undergone cold rolling and annealing processes.
  • the heterogeneous structure is not eliminated and the ductility and bendability are poor.
  • slab heating temperature shall be 1050 degreeC or more. There is a need to.
  • the upper limit of the slab heating temperature is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, since it is not economically preferable to make the heating temperature excessively high, the upper limit of the slab heating temperature is 1350 ° C. or less. It is desirable.
  • Ar 3 901-325 ⁇ C + 33 ⁇ Si-92 ⁇ (Mn + Ni / 2 + Cr / 2 + Cu / 2 + Mo / 2) + 52 ⁇ Al
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, and Al are the content [% by mass] of each element.
  • the hot rolling finish rolling temperature has a lower limit of 800 ° C. or a higher Ar 3 point, and an upper limit of 1000 ° C.
  • the finish rolling temperature is less than 800 ° C.
  • the hot rolling may be a two-phase rolling of ferrite and austenite, and the structure of the hot rolled steel sheet may be a heterogeneous mixed grain structure.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited.
  • the slab heating temperature must be excessively high in order to secure the temperature. I must.
  • the upper limit temperature of the finish rolling temperature is desirably 1000 ° C. or less.
  • Mn distribution of the steel sheet can be obtained by diffusing Mn from ferrite to austenite by treating the microstructure during slow cooling after winding as a two-phase structure of ferrite and austenite and treating at a high temperature for a long time.
  • the volume fraction of austenite is from 1/8 to 3/8 thickness when the steel sheet is wound. It needs to be 50% or more. When the volume fraction of austenite in the thickness of 1/8 to 3/8 is less than 50%, the austenite disappears immediately after winding due to the progress of phase transformation. Mn concentration distribution cannot be obtained.
  • the volume fraction of austenite is preferably 70% or more, and more preferably 80% or more. On the other hand, even if the volume fraction of austenite is 100%, phase transformation proceeds after winding, ferrite is generated, and distribution of Mn starts. Therefore, there is no upper limit on the volume fraction of austenite.
  • the cooling rate from completion of hot rolling to winding is required to be 10 ° C./second or more on average.
  • the cooling rate is less than 10 ° C./second, ferrite transformation proceeds during cooling, and the volume fraction of austenite during winding may be less than 50%.
  • the cooling rate is preferably 13 ° C./second or more, and more preferably 15 ° C./second or more.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited.
  • special equipment is required to make the cooling rate higher than 200 ° C./second, and the manufacturing cost increases remarkably. It is preferable to set it to less than second.
  • the winding temperature is 750 ° C. or lower.
  • the winding temperature is preferably 720 ° C. or less, and more preferably 700 ° C. or less.
  • the winding temperature is set to the Bs point or higher.
  • the winding temperature is preferably 500 ° C. or higher, more preferably 550 ° C. or higher, and further preferably 600 ° C. or higher.
  • a small piece is cut out from the slab before hot rolling.
  • the small piece is rolled or compressed at the same temperature and reduction rate as the final pass of hot rolling, cooled at the same cooling rate from hot rolling to winding and immediately cooled with water, and then the phase fraction of the small piece is measured.
  • the sum of the volume fractions of martensite, tempered martensite and retained austenite as quenched was taken as the volume fraction of austenite at the time of winding.
  • the cooling process of the steel sheet after winding is important for controlling the distribution of Mn.
  • the austenite fraction at the time of winding is set to 50% or more, and the following formula (3) is satisfied and the temperature from the winding temperature to (winding temperature ⁇ 100) ° C. is cooled at a rate of 20 ° C./hour or less.
  • the inventive Mn distribution is obtained.
  • Equation (3) is an index representing the progress of the distribution of Mn between ferrite and austenite.
  • the larger the value on the left side the more the distribution of Mn proceeds.
  • the value on the left side is preferably 2.5 or more, and more preferably 4.0 or more.
  • the upper limit of the value on the left side is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, in order to increase the value above 50.0, heat retention for a long time is required, and the manufacturing cost increases significantly. It is preferably 0 or less.
  • T C Winding temperature (° C.)
  • T Steel plate temperature (° C.)
  • T Residence time at temperature T (seconds)
  • the cooling rate from the coiling temperature to (coiling temperature ⁇ 100) ° C. exceeds 20 ° C./hour, the phase transformation proceeds excessively and austenite in the steel sheet can disappear, so
  • the cooling rate to a temperature of ⁇ 100) ° C. is set to 20 ° C./hour or less.
  • the cooling rate from the coiling temperature to (coiling temperature ⁇ 100) ° C. is preferably 17 ° C./hour or less, and more preferably 15 ° C./hour or less.
  • the lower limit of the cooling rate is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited.
  • heat retention for a long time is required, and the manufacturing cost is remarkably increased. It is preferable to set it as °C / hour or more.
  • the hot-rolled steel sheet thus manufactured is pickled. Since pickling can remove oxides on the surface of steel sheets, it can improve the chemical conversion properties of cold-rolled high-strength steel sheets as final products, and improve the hot-plating properties of cold-rolled steel sheets for hot-dip galvanized or galvannealed steel sheets. It is important for that. Moreover, pickling may be performed once or may be performed in a plurality of times.
  • the pickled hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a reduction rate of 35 to 80% and passed through a continuous annealing line or a continuous hot dip galvanizing line.
  • the rolling reduction is preferably 40% or more, and more preferably 45% or more.
  • the rolling reduction is 80% or less.
  • the rolling reduction is preferably 75% or less.
  • the effect of the present invention is exhibited without particularly defining the number of rolling passes and the rolling reduction for each pass. Further, cold rolling may be omitted.
  • FIG. 5 is a graph for explaining the temperature history of the cold-rolled steel sheet when passing through the continuous annealing line, and is a graph showing the relationship between the temperature of the cold-rolled steel sheet and time.
  • the “ferrite transformation temperature range” shows the range from (Ae3 ⁇ 50 ° C.) to Bs point
  • the “bainite transformation temperature range” shows the range from Bs point to Ms point
  • “Temperature range” indicates Ms point to room temperature.
  • the Bs point is calculated by the following formula.
  • Bs point [° C.] 820-290C / (1-VF) -37Si-90Mn-65Cr-50Ni + 70Al
  • VF represents the volume fraction of ferrite
  • C, Mn, Cr, Ni, Al, and Si are addition amounts [mass%] of the respective elements.
  • Ms point [° C.] 541-474C / (1-VF) -15Si-35Mn-17Cr-17Ni + 19Al
  • VF represents the volume fraction of ferrite
  • C, Si, Mn, Cr, Ni, and Al are addition amounts [mass%] of the respective elements.
  • a small piece of cold-rolled steel sheet before passing through a continuous annealing line is cut out, The change in volume of the ferrite of the small piece is measured by annealing with the same temperature history as when passing the small piece through the continuous annealing line, and the numerical value calculated using the result is used as the volume fraction VF of the ferrite.
  • a heating process is performed in which annealing is performed at a maximum heating temperature (T 1 ) of 750 ° C. to 1000 ° C.
  • T 1 maximum heating temperature
  • the amount of austenite becomes insufficient at the maximum heating temperature T 1 is lower than 750 ° C. in the heating step can not be secured a sufficient amount of the hard tissue phase transformation during the subsequent cooling.
  • the maximum heating temperature T 1 of is preferably set to 770 ° C. or higher.
  • the maximum heating temperature T 1 of this point is preferably set to 900 ° C. or less.
  • a first cooling step of cooling the cold-rolled steel sheet from the maximum heating temperature T 1 of up to less ferrite transformation temperature range is held for 20 seconds to 1000 seconds in the ferrite transformation temperature range.
  • it is necessary to stop in the ferrite transformation temperature range for 20 seconds or longer in the first cooling step preferably 30 seconds or longer, and more preferably 50 seconds or longer. preferable.
  • the time for retaining in the ferrite transformation temperature range exceeds 1000 seconds, the ferrite transformation proceeds excessively and untransformed austenite is reduced, so that a sufficient hard structure cannot be obtained.
  • the cold-rolled steel sheet after the ferrite transformation is stopped for 20 seconds to 1000 seconds in the ferrite transformation temperature range in the first cooling step is cooled at the second cooling rate, and the Ms point (martense)
  • the second cooling step is performed to stop the temperature within the range of the Ms point of ⁇ 120 ° C. or higher.
  • the second cooling stop temperature T 2 for stopping the second cooling step is more than Ms point, it does not produce martensite.
  • the second cooling stop temperature T 2 is less than the Ms point of ⁇ 120 ° C., most of the untransformed austenite becomes martensite, and a sufficient amount of bainite cannot be obtained in the subsequent steps.
  • the second cooling process stop temperature T 2 is preferably Ms point ⁇ 80 ° C. or higher, and more preferably Ms point ⁇ 60 ° C. or higher.
  • the bainite transformation is a temperature range between the ferrite transformation temperature range and the martensitic transformation temperature range. It is preferable to prevent the bainite transformation from proceeding excessively in the temperature range. For this reason, the second cooling rate in the bainite transformation temperature region needs to be 10 ° C./second or more on average, preferably 20 ° C./second or more, and more preferably 50 ° C./second or more.
  • the second cooling stop is performed below the Ms point in order to further advance the martensitic transformation.
  • a dwell process is carried out in which the dwell is carried out for 2 seconds to 1000 seconds within a temperature range. In the stopping process, it is necessary to stop for 2 seconds or more in order to sufficiently advance the martensitic transformation.
  • the retention time in the retention step exceeds 1000 seconds, hard lower bainite is generated, untransformed austenite is reduced, and bainite having a hardness close to ferrite cannot be obtained.
  • the reheating process which reheats a steel plate is performed.
  • the temperature T 3 (reheating stop temperature) at which reheating is stopped in the reheating step is set so that the dispersion of hardness distribution in the steel sheet is small, so that the Bs point (bainite transformation start temperature (the upper limit of the bainite transformation temperature range) Value)) -100 ° C or higher.
  • the reheating stop temperature T 3 is preferably set to a Bs point of ⁇ 60 ° C. or higher, and more preferably set to a Bs point or higher as shown in FIG.
  • the heating rate in the bainite transformation temperature range needs to be 10 ° C./second or more on average, preferably 20 ° C./second or more, and more preferably 40 ° C./second or more. If the heating rate in the bainite transformation temperature range in the reheating process is small, the bainite transformation will proceed excessively in the low temperature range, so that hard bainite with a large hardness difference from ferrite is likely to be produced, and in the steel sheet It is difficult to produce ferrite that can reduce variation in hardness distribution and soft bainite having a small hardness difference. Therefore, in the reheating step, it is preferable that the rate of temperature increase in the bainite transformation temperature range is large.
  • the time for stopping in the bainite transformation temperature region in the second cooling step and the bainite transformation region in the reheating step is 25 seconds or less, and more preferably 20 seconds or less.
  • a third step of cooling the steel plate from the re-heating stop temperature T 3 to below the bainite transformation temperature range performed.
  • the 3rd cooling process in order to advance bainite transformation, it is made to stop for 30 seconds or more in a bainite transformation temperature range.
  • the bainite transformation temperature region is retained for 60 seconds or longer in the third cooling step, and 120 seconds or longer is more preferable.
  • there is no particular upper limit for the time of retention in the bainite transformation temperature range but it is preferably 2000 seconds or less, and more preferably 1000 seconds or less.
  • the time for retaining in the bainite transformation temperature range is 2000 seconds or less, it becomes possible to cool to room temperature before the bainite transformation of untransformed austenite is completed, and the untransformed austenite becomes martensite or retained austenite. Thereby, the yield stress and ductility of a high-strength cold-rolled steel sheet can be further improved.
  • the 4th cooling process which cools a steel plate from the temperature below a bainite transformation temperature range to room temperature is performed after a 3rd cooling process.
  • the cooling rate in the fourth cooling step is not particularly defined, it is preferable to set the average cooling rate to 1 ° C./second or more in order to make untransformed austenite martensite or retained austenite.
  • the re-heating stop temperature T 3 in the reheating step was 460 ° C. ⁇ 600 ° C.
  • the cold-rolled steel sheet after immersion in a zinc plating bath by performing alloying treatment to stop for more than 2 seconds reheating stop temperature T 3, a plating layer on the surface it may be alloyed.
  • a Zn—Fe alloy formed by alloying the zinc plating layer is formed on the surface, and a high-strength galvanized steel sheet having the alloyed zinc plating layer on the surface is obtained.
  • strength galvanized steel plate is not limited to said example, For example, in the bainite transformation temperature range of a 3rd cooling process, except having immersed a steel plate in a galvanization bath, it mentioned above. You may manufacture a high intensity
  • the cold-rolled steel sheet after being immersed in the galvanizing bath is heated again to 460 ° C. to 600 ° C. and retained for 2 seconds or longer.
  • the plating layer on the surface may be alloyed by applying an alloying treatment. Even when such an alloying treatment is performed, a Zn-Fe alloy formed by alloying the zinc plating layer is formed on the surface, and a high-strength galvanized steel sheet having the alloyed zinc plating layer on the surface is obtained. .
  • the annealed cold-rolled steel sheet may be rolled for the purpose of shape correction.
  • the rolling rate after annealing exceeds 10%, the soft ferrite part is work-hardened and the ductility is significantly deteriorated. Therefore, the rolling rate is preferably less than 10%.
  • the present invention is not limited to the above example.
  • the steel sheet before annealing is plated with one or more kinds selected from Ni, Cu, Co, and Fe. May be.
  • a first cooling step for cooling the cold-rolled steel plate, a second cooling step for cooling the cold-rolled steel plate after the first cooling step, a holding step for holding the cold-rolled steel plate after the second cooling step, and a post-holding step A reheating step of reheating the cold-rolled steel sheet to the reheating stop temperature, and a step of cooling the cold-rolled steel sheet after the reheating step from the reheating stop temperature to less than the bainite transformation temperature range, in the bainite transformation temperature range.
  • a third cooling step for retaining for 30 seconds or more and a fourth cooling step for cooling the steel sheet from a temperature below the bainite transformation temperature range to room temperature were performed.
  • a liquid circulation type electroplating apparatus is used for the steel sheet after the pretreatment, and a plating bath made of zinc sulfate, sodium sulfate, and sulfuric acid is used until a predetermined plating thickness is obtained at a current density of 100 A / dm 2. Electrolytic treatment was performed and Zn plating was performed.
  • the cold rolled steel sheets of Experimental Examples 64 to 68 when passing through the continuous annealing line, in the reheating process, the cold rolled steel sheets were immersed in a galvanizing bath to obtain high strength galvanized steel sheets.
  • the cold rolled steel sheets of Experimental Example 69 to Experimental Example 73 the cold rolled steel sheets after being immersed in the galvanizing bath in the reheating step are shown in Table 12 as “reheating stop temperature T 3 ” shown in Table 11.
  • the surface plating layer was alloyed to obtain a high-strength galvanized steel sheet having the alloyed galvanized layer.
  • the cold rolled steel sheets of Experimental Examples 74 to 77 when passing through the continuous annealing line, in the third cooling step, the cold rolled steel sheets were immersed in a galvanizing bath to obtain high strength galvanized steel sheets.
  • the cold rolled steel sheets of Experimental Example 78 to Experimental Example 82 the cold rolled steel sheet after being immersed in the galvanizing bath in the third cooling step was reheated to the “alloying temperature Tg” shown in Table 12, By applying an alloying treatment for retaining at the “residence time” shown in FIG. 12, the surface plating layer was alloyed to obtain a high-strength galvanized steel sheet having the alloyed galvanized layer.
  • the volume fraction of ferrite, bainitic ferrite, bainite, tempered martensite, and fresh martensite is obtained by taking a sample with the thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet as the observation surface, polishing the observation surface, and performing nital etching. In the 1 / 8th to 3 / 8th thickness centered on 1/4 of the plate thickness, set an area with a side of 30 ⁇ m, and observe the area fraction by FE-SEM. Rate. The results are shown in Tables 13, 14, 17, 26 and 32, respectively.
  • the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate is finished to be a mirror surface, and EPMA in the range of 1/8 to 3/8 centering on 1/4 of the plate thickness.
  • Analysis was performed and the amount of Mn was measured. The measurement was performed with a probe diameter of 0.5 ⁇ m and a measurement time per point of 20 ms, and the amount of Mn was measured at 40,000 points by surface analysis. The results are shown in Tables 15, 16, 18, 27, 28 and 33. After removing the inclusion measurement results from the measurement results, the maximum value and the minimum value of the Mn concentration were determined, and the difference between the maximum value and the minimum value of the calculated Mn concentration was calculated. The results are shown in Tables 15, 16, 18, 27, 28, and 33, respectively.
  • the hardness was measured at an indentation load of 1 g using an indentation depth measurement method using a dynamic microhardness meter equipped with a Belkovic type triangular pan indenter.
  • the measurement position of the hardness was in the range of 1/8 to 3/8, centering on 1/4 of the plate thickness in the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the number of measured values was in the range of 100 to 10,000, preferably 1000 or more.
  • the average crystal grain size was measured by using an EBSD (Electric Backscattering Diffraction) method.
  • the observation surface of the crystal grain size was in the range of 1/8 to 3/8, centering on 1/4 of the plate thickness in the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the crystal grain size was measured by regarding the boundary line where the crystal orientation difference between the measurement points adjacent to the bcc crystal orientation on the observation surface was 15 degrees or more as the crystal grain boundary.
  • the average crystal grain size was calculated by applying a cutting method to the obtained result (map) of the grain boundary. The results are shown in Tables 13, 14, 17, 26 and 32, respectively.
  • tensile test pieces according to JIS Z 2201 were taken from the high-strength steel plates of Experimental Examples 1 to 134, and a tensile test was performed according to JIS Z 2241. Maximum tensile strength (TS) and ductility (EL). was measured. The results are shown in Tables 15, 16, 18, 27, 28 and 33.
  • the measured value of 98% hardness is 1.5 times or more the measured value of 2% hardness, and 2%
  • the kurtosis (K *) between the measured value of hardness and the measured value of 98% hardness is ⁇ 0.40 or less
  • the average crystal grain size is 10 ⁇ m or less
  • the maximum tensile strength (TS) is 10 ⁇ m or less
  • TS maximum tensile strength
  • ⁇ stretch flangeability
  • Experimental Example 39 is an example in which the average cooling rate in the bainite transformation temperature range is small in the second cooling step, and the bainite transformation proceeds excessively in the same step. In Experimental Example 39, there was no tempered martensite, so the tensile strength TS was insufficient.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has a predetermined chemical component, 98% hardness is 1.5 times or more of 2% hardness, and the kurtosis K * of the hardness distribution between 2% hardness and 98% hardness is Since it is ⁇ 0.40 or less and the average crystal grain size in the steel sheet structure is 10 ⁇ m or less, the steel sheet is excellent in ductility and stretch flangeability while ensuring high strength with a tensile strength of 900 MPa or more. Therefore, the industrial contribution of the present invention is extremely remarkable, such as ensuring the strength of the steel sheet without impairing workability.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Electroplating Methods And Accessories (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

　この高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４％、Ｓｉ：０．１～２．５％、Ｍｎ：１．０～３．５％、Ｐ：０．００１～０．０３％、Ｓ：０．０００１～０．０１％、Ａｌ：０．００１～２．５％、Ｎ：０．０００１～０．０１％、Ｏ：０．０００１～０．００８％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、鋼板組織が、体積分率で１０～５０％のフェライト相と、１０～５０％の焼戻しマルテンサイト相と、残部硬質相とからなり、鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、９８％硬度が２％硬度の１．５倍以上であり、２％硬度と９８％硬度の間における硬度分布の尖度Ｋ＊が－１．２以上、－０．４以下であり、鋼板組織における平均結晶粒径が１０μｍ以下である。

Description

延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法
　本発明は、延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法に関するものである。
　本願は、２０１０年９月１６日に、日本に出願された特願２０１０－２０８３２９号及び特願２０１０－２０８３３０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車などに用いられる鋼板の高強度化に対する要求が高まってきており、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板も用いられるようになってきている。
　通常、鋼板の強度を向上させると、延性や伸びフランジ性が低下して、加工性が劣化する。しかしながら、近年、高強度鋼板においても十分な加工性を有することが要求されている。
　従来の高強度鋼板の延性や伸びフランジ性を向上させる技術として、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．３～１．８％、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ｓ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で３０％以上、前記焼戻マルテンサイトを体積率で２０％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含み、さらに、前記フェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μm以下である延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が挙げられる（例えば、特許文献１参照）。
　また、従来の高強度鋼板の加工性を向上させる技術としては、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ及びＮ量を調整し、必要により更にＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃａの１種以上をも含む鋼板の金属組織として、フェライトを３％以上、炭化物を含むベイナイト及び炭化物を含むマルテンサイトを合計で４０％以上含み、かつ上記フェライトとベイナイト及びマルテンサイトとの合計量が６０％以上であって、更に粒内にセメンタイト又はマルテンサイト又は残留オ－ステナイトを有しているフェライト粒の数が総フェライトの数の３０％以上である組織を持つ引張強度７８０ＭＰａ以上を示す高張力冷延鋼板がある（例えば、特許文献２参照）。
　また、従来の高強度鋼板の伸びフランジ性を向上させる技術として、鋼板内の硬質部位と軟質部位の硬度差を小さくした鋼板が挙げられる。例えば、特許文献３は鋼板内部の硬度の標準偏差を小さくし、鋼板全域で同等の硬さを持たせたものである。特許文献４は硬質部位の硬さを熱処理で低下させ、軟質部との硬度差を小さくしたものである。特許文献５は硬質部位を比較的軟質なベイナイトとすることで軟質部との硬度差を小さくしたものである。
　また、従来の高強度鋼板の伸びフランジ性を向上させる技術として、面積率で４０～７０％の焼戻しマルテンサイトと残部がフェライトからなる組織を有する鋼板において、鋼板の厚さ方向断面におけるＭｎ濃度の上限値と下限値の比を小さくした鋼板が挙げられる（例えば、特許文献６参照）。
特開２００１－１９２７６８号公報 特開２００４－６８０５０号公報 特開２００８－２６６７７９号公報 特開２００７－３０２９１８号公報 特開２００４－２６３２７０号公報 特開２０１０－６５３０７号公報
　しかしながら、従来の技術では、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板における加工性が不十分であり、延性や伸びフランジ性をより一層向上させて、より加工性を向上させることが望まれていた。
　本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであって、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、優れた延性と伸びフランジ性が得られる加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを課題とするものである。
　本発明者は、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、鋼板内部のミクロなＭｎ分布を大きくすることにより、硬度差が大きく、硬度の分布のばらつきを制限し、平均結晶粒径の十分に小さい鋼板とすることで、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、延性と伸びフランジ性（穴拡げ性）を大きく向上させることができることを見出した。
［１］　　質量％で、
Ｃ：０．０５～０．４％、
Ｓｉ：０．１～２．５％、
Ｍｎ：１．０～３．５％、
Ｐ：０．００１～０．０３％、
Ｓ：０．０００１～０．０１％、
Ａｌ：０．００１～２．５％、
Ｎ：０．０００１～０．０１％、
Ｏ：０．０００１～０．００８％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、
　鋼板組織が、体積分率で１０～５０％のフェライト相と、１０～５０％の焼戻しマルテンサイト相と、残部硬質相とからなり、
　鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域における硬度の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得るとともに、硬度の測定値の全数に０．０２を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数Ｎ0.02を求め、最小硬度の測定値からＮ0.02番目に大きな測定値の硬度を２％硬度とし、また、硬度の測定値の全数に０．９８を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数Ｎ0.98を求め、最小硬度の測定値からＮ0.98番目に大きな測定値の硬度を９８％硬度としたとき、前記９８％硬度が前記２％硬度の１．５倍以上であり、前記２％硬度と前記９８％硬度の間における前記硬度分布の尖度Ｋ＊が－１．２以上、－０．４以下であり、前記鋼板組織における平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
［２］　　鋼板の１／８厚～３／８厚における地鉄中のＭｎ濃度の最大値と最小値の差が質量％に換算して０．４％以上３．５％以下であることを特徴とする［１］に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
［３］　　前記２％硬度から９８％硬度までの区間を１０等分して１０個の１／１０区間を設定したとき、各１／１０区間における硬度の測定値の数が、全測定値の数の２～３０％の範囲にあることを特徴とする［１］または［２］に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
［４］　　前記硬質相が、体積分率で１０～４５％のベイニティックフェライト相若しくはベイナイト相のいずれか一方または両方と、１０％以下のフレッシュマルテンサイト相であることを特徴とする［１］乃至［３］の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
［５］　　鋼板組織として、さらに、２～２５％の残留オーステナイト相を含有することを特徴とする［１］乃至［４］の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
［６］　　さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．０９％、
Ｎｂ：０．００５～０．０９％の１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］乃至［５］の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
［７］　　さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１～０．０１％、
Ｃｒ：０．０１～２．０％、
Ｎｉ：０．０１～２．０％、
Ｃｕ：０．０１～２．０％、
Ｍｏ：０．０１～０．８％の１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］乃至［６］の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
［８］　　さらに、質量％で、
Ｖ：０．００５～０．０９％含有することを特徴とする［１］乃至［７］の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
［９］　　さらに、質量％で、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．５％含有することを特徴とする［１］乃至［８］の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
［１０］　　［１］乃至［９］の何れか一項に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
［１１］　　［１］または［６］～［９］のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを、直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、８００℃またはＡｒ３変態点の何れか高い温度以上で熱間圧延し、圧延後の圧延材の組織中のオーステナイト相が５０体積％以上となるように７５０℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延後の鋼板を、下記（１）式を満たしつつ巻き取り温度から（巻き取り温度－１００）℃までを２０℃／時以下の速度で冷却する冷却工程と、
　前記冷却後の鋼板を連続焼鈍する工程と、を備え、
　前記連続焼鈍する工程は、
　前記鋼板を最高加熱温度７５０～１０００℃で焼鈍し、
　次いで、前記最高加熱温度からフェライト変態温度域以下まで冷却するとともにフェライト変態温度域で２０～１０００秒停留させる第１次冷却を行い、
　次いで、ベイナイト変態温度域における冷却速度を平均１０℃／秒以上として冷却し、マルテンサイト変態開始温度以下、マルテンサイト変態開始温度－１２０℃以上の範囲で停止する第２次冷却を行い、
　次いで、第２次冷却後の鋼板を、マルテンサイト変態開始温度以下、第２冷却停止温度以上の範囲で２秒～１０００秒停留し、
　次いで、ベイナイト変態温度域における昇温速度を平均１０℃／ｓｅｃ以上として、ベイナイト変態開始温度－１００℃以上の再加熱停止温度に再加熱し、
　次いで、前記再加熱後の鋼板を、前記再加熱停止温度からベイナイト変態温度域未満まで冷却するとともにベイナイト変態温度域で３０秒以上停留させる第３冷却を行う
工程であることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［但し、（１）式において、ｔ（Ｔ）は前記巻き取り後の冷却工程における温度Ｔ℃での鋼板の滞留時間（秒）である。］
［１２］　　前記熱間圧延後の巻き取り温度をＢｓ点以上７５０℃以下とすることを特徴とする［１１］に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［１３］　　前記冷却工程と前記連続焼鈍工程との間に、酸洗してから圧下率３５～８０％の圧下率で冷延する冷延工程を備えたことを特徴とする［１１］または［１２］に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［１４］　　前記第２次冷却におけるベイナイト変態温度域に停留する時間と、前記再加熱におけるベイナイト変態域に停留する時間との合計が、２５秒以下であることを特徴とする［１１］乃至［１３］の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［１５］　　［１１］乃至［１４］の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記再加熱において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１６］　　［１１］乃至［１４］の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記第３次冷却のベイナイト変態温度域において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１７］　　［１１］乃至［１４］の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１８］　　［１１］乃至［１４］の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明の高強度鋼板は、所定の化学成分を有し、鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域における硬度の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得るとともに、硬度の測定値の全数に０．０２を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数Ｎ0.02を求め、最小硬度の測定値からＮ0.02番目に大きな測定値の硬度を２％硬度とし、また、硬度の測定値の全数に０．９８を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数Ｎ0.98を求め、最小硬度の測定値からＮ0.98番目に大きな測定値の硬度を９８％硬度としたとき、前記９８％硬度が前記２％硬度の１．５倍以上であり、前記２％硬度と前記９８％硬度の間における前記硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．４０以下であり、鋼板組織における平均結晶粒径が１０μｍ以下であるので、引張強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、延性と伸びフランジ性に優れた鋼板となる。
　また、本発明の高強度鋼板の製造方法では、所定の化学成分を有するスラブを熱延コイルとする工程が、熱間圧延後の鋼板を７５０℃でコイルに巻き取り、巻き取り温度から（巻き取り温度－１００）℃までを上記式（１）を満たしつつ冷却速度を２０℃／時以下で冷却することで、鋼板内部のミクロなＭｎ分布が大きくなる。
　そして、Ｍｎ分布を大きくさせた鋼板を連続焼鈍する工程が、最高加熱温度７５０～１０００℃で焼鈍する加熱工程と、最高加熱温度からフェライト変態温度域以下まで鋼板を冷却する工程であって、フェライト変態温度域で２０～１０００秒停留させる第１冷却工程と、第１冷却工程後の鋼板を、ベイナイト変態温度域における冷却速度を平均１０℃／秒以上として冷却し、マルテンサイト変態開始温度以下、マルテンサイト変態開始温度－１２０℃以上の範囲で停止する第２冷却工程と、第２冷却工程後の鋼板を、Ｍｓ点以下、第２冷却停止温度以上の範囲で２秒～１０００秒停留させる停留工程と、停留工程後の鋼板を、ベイナイト変態温度域における昇温速度を平均１０℃／秒以上として、ベイナイト変態開始温度－８０℃以上の再加熱停止温度に再加熱する再加熱工程と、再加熱工程後の鋼板を、再加熱停止温度からベイナイト変態温度域未満まで冷却する工程であって、ベイナイト変態温度域で３０秒以上停留させる第３冷却工程とから構成されるので、鋼板組織が制御されて、鋼板内部の硬度差が大きく、平均結晶粒径が十分に小さいものとなり、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保でき、かつ、優れた延性と伸びフランジ性（穴拡げ性）を有する加工性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。
　更に、亜鉛めっき層を形成する工程を追加することで、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保でき、かつ、優れた延性と伸びフランジ性（穴拡げ性）を有する加工性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
図１は、本発明の高強度鋼板の一例について、硬度の測定値の最大値と最小値との差を１００％として各測定値を換算し、複数の階級に区分してなる硬度と、各階級における測定値の数との関係を示したグラフである。 図２は、本発明の高強度鋼板の硬度分布と、正規分布とを比較する図である。 図３は、地鉄中のＭｎ濃度の最大値と最小値の差が比較的大きい場合の変態率と変態処理の経過時間との関係を模式的に示したグラフである。 図４は、地鉄中のＭｎ濃度の最大値と最小値の差が比較的小さい場合の変態率と変態処理の経過時間との関係を模式的に示したグラフである。 図５は、連続焼鈍ラインを通板させる際の冷延鋼板の温度履歴を説明するためのグラフであり、冷延鋼板の温度と時間との関係を示したグラフである。
　本発明の高強度鋼板は、所定の化学成分を有し、鋼板組織における平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、複数の測定領域における硬度の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得たときに、その硬度分布における９８％硬度が２％硬度の１．５倍以上であり、２％硬度と９８％硬度との間における硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．４０以下の鋼板である。本発明の高強度鋼板の硬度分布の一例を図１に示している。
（硬度の規定）
　以下、硬度の規定について説明するが、まず、２％硬度及び９８％硬度について説明する。鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲に設定された複数の測定領域において硬度の測定値を求め、硬度の測定値の全個数に０．０２を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数Ｎ0.02を求める。また、硬度の測定値の全個数に０．９８を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数Ｎ0.98を求める。そして、複数の測定領域における最小硬度の測定値からＮ0.02番目に大きな測定値の硬度を２％硬度とする。また、複数の測定領域における最小硬度の測定値からＮ0.98番目に大きな測定値の硬度を９８％硬度とする。そして、本発明の高強度鋼板では、９８％硬度が２％硬度の１．５倍以上であり、２％硬度と９８％硬度の間における前記硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．４０以下であることが好ましい。
　複数の測定領域を設定する際に、その測定領域の大きさを直径１μｍ以下に限定する理由は、フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相等の鋼板組織に起因する硬さのばらつきを正確に評価するためである。本発明の高強度鋼板は、鋼板組織における平均結晶粒径が１０μｍ以下であるから、鋼板組織に起因する硬さのばらつきを正確に評価するためには、平均結晶粒径よりも狭い測定領域において硬度の測定値を得る必要があり、具体的には直径が１μｍ以下の領域を測定領域とする必要がある。通常のビッカース試験機を用いて硬度を測定した場合には、圧痕サイズが大きすぎて、組織に起因する硬さのばらつきを正確に評価できない。
　したがって、本発明における「硬度の測定値」とは、以下に示す方法により測定したものを意味する。すなわち、本発明の高強度鋼板では、ベルコビッチタイプの三角すい圧子を備えたダイナミック微小硬度計を用いて、押込み深さ測定法にて、押込み荷重１ｇ重で硬度を測定することによって得られる測定値を用いる。硬度の測定位置は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における板厚の１／４を中心に１／８～３／８の範囲とする。また、硬度の測定値の全数は１００～１００００の範囲とし、好ましくは１０００以上とする。このようにして測定した場合の圧痕サイズは、圧痕の形状が円形になると仮定した場合にその直径が１μｍ以下になる。圧痕の形状が円形以外の矩形や三角形になる場合は、圧痕形状の長手方向の寸法が１μｍ以下であればよい。
　また、本発明における「平均結晶粒径」とは、以下に示す方法により測定したものを意味する。すなわち、本発明の高強度鋼板では、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法を用いて測定された結晶粒径を用いることが好ましい。結晶粒径の観察面は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における板厚の１／４を中心に１／８～３／８の範囲とする。そして、観察面の、ｂｃｃ結晶方位に隣接する測定点間の結晶方位差が１５度以上となる境界線をもって結晶粒界とみなして得られた、結晶粒界マップに対して切断法を適用することで平均結晶粒径を算出することが好ましい。
　延性に優れた鋼板を得るためには、鋼板組織としてフェライトに代表される延性に優れた組織を活用することが重要である。しかし、延性に優れた組織は軟質である。したがって、十分な強度を確保しながら、高い延性を有する鋼板を得るには、鋼板組織を軟質な組織とマルテンサイトに代表される硬質な組織とを含むものにする必要がある。
　軟質な組織と硬質な組織の両方を含む鋼板組織を有する鋼板では、軟質部と硬質部との硬度差が大きいほど、変形に伴い生じるひずみが軟質部に蓄積されやすくなり、硬質部に分配されにくくなるため、延性が向上する。
　本発明の高強度鋼板は、９８％硬度が２％硬度の１．５倍以上であるので、軟質部と硬質部との硬度差が十分に大きいものとなり、これにより十分に高い延性を得ることができる。より一層高い延性を得るためには、９８％硬度を２％硬度の３．０倍以上とすることが好ましく、３．０倍超とすることがより好ましく、３．１倍以上が更によく、４．０倍以上とすることが更に好ましく、４．２倍以上が更によい。９８％の硬度の測定値が２％の硬度の測定値の１．５倍未満である場合は、軟質部と硬質部との硬度差が十分に大きいものにならないため、延性が不十分となる。また、９８％の硬度の測定値が２％の硬度の測定値の４．２倍以上であれば、軟質部と硬質部との硬度差が十分に大きくなり、延性と穴広げ性の両方が更に向上するので好ましい。
　上述したように、軟質部と硬質部との硬度差は、延性の観点からは、大きいほど好ましい。しかし、硬度差の大きい領域同士が接していると、その境界部分に鋼板の変形に伴うひずみのギャップが生じ、ミクロな割れが発生しやすくなる。ミクロな割れは、亀裂の起点となるため、伸びフランジ性を劣化させる。このような軟質部と硬質部との硬度差が大きいことに起因する伸びフランジ性の劣化を抑制するには、硬度差の大きい領域同士が接する境界を減らすとともに、硬度差の大きい領域同士が接する境界の長さを短くすることが効果的である。
　本発明の高強度鋼板は、ＥＢＳＤ法で測定した平均結晶粒径が１０μｍ以下であるので、鋼板中において硬度差の大きい領域同士の接する境界が短くなり、軟質部と硬質部との硬度差が大きいことに起因する伸びフランジ性の劣化が抑制され、優れた伸びフランジ性が得られる。より一層優れた伸びフランジ性を得るためには、平均結晶粒径は８μｍ以下とすることが好ましく、５μｍとすることがより好ましい。平均結晶粒径が１０μｍを超えると、鋼板中における硬度差の大きい領域同士が接する境界を短くする効果が不十分となり、伸びフランジ性の劣化を十分に抑制できない。
　また、硬度差の大きい領域同士が接する境界を減らすには、鋼板組織を細かく分散された多様な硬度を有する組織からなるものとし、鋼板中における硬度の分布のばらつきが小さいものとすればよい。
　本発明の高強度鋼板は、硬度分布の尖度Ｋ＊を－０．４０以下とすることで、鋼板中における硬度の分布のばらつきが小さくなり、硬度差の大きい領域同士が接する境界が少ないものとなり、優れた伸びフランジ性が得られる。より一層優れた伸びフランジ性を得るためには、尖度Ｋ＊は－０．５０以下であることが好ましく、－０．５５以下であることがより好ましい。尖度Ｋ＊の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｋ＊を－１．２０未満とすることは経験上困難であることから、これを下限とする。
　なお、尖度Ｋ＊とは、硬度分布から下記の（２）式によって求められる値であり、硬度分布を正規分布と比較して評価した数値である。尖度が負の数になる場合は硬度分布曲線が相対的に平坦であることを表し、絶対値が大きいほど正規分布から外れることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 Ｈi：最小硬度の測定値からｉ番目に大きな測定点の硬度
Ｈ＊：最小硬度からＮ0.02番目に大きな測定点からＮ0.98番目に大きな測定点までの平均硬度
ｓ＊：最小硬度からＮ0.02番目に大きな測定点からＮ0.98番目に大きな測定点までの標準偏差
　なお、尖度Ｋ＊が－０．４０を超える場合、鋼板組織が十分に細かく分散された十分に多様な硬度を有する組織からなるものではないために、鋼板中における硬度の分布のばらつきが大きいものとなり、硬度差の大きい領域同士が接する境界が多く、伸びフランジ性の劣化を十分に抑制できなくなる。
　次に、図１を用いて、鋼板中における硬度の分布のばらつきについて詳細に説明する。図１は、本発明の高強度鋼板の一例について、硬度の測定値の最大値と最小値との差を１００％として各測定値を換算し、複数の階級に区分してなる硬度と、各階級における測定値の数との関係を示したグラフである。図１に示すグラフにおいて、横軸は、硬度を示し、縦軸は各階級における測定値の数を示している。また、図１に示すグラフの実線は、各階級における測定値の数をつないだものである。
　本発明の高強度鋼板においては、図１に示すグラフにおいて、２％硬度から９８％硬度までの範囲を１０等分に分割してなる各分割範囲Ｄ内における測定値の数が、全て、全測定値の数の２％～３０％の範囲であることが好ましい。
　このような高強度鋼板では、図１に示すグラフにおいて、各階級における測定値の数をつないだ線が、急峻なピークや谷のないなだらかな曲線となり、鋼板中における硬度の分布のばらつきが非常に小さいものとなる。したがって、このような高強度鋼板は、硬度差の大きい領域同士が接する境界が少なく、優れた伸びフランジ性が得られるものとなる。
　なお、図１に示すグラフにおいて、１０等分された分割範囲Ｄのうち、いずれかの測定値の数が、全測定値の数の２％～３０％の範囲外であると、各階級における測定値の数をつないだ線が、急峻なピークや谷を有するものになりやすく、鋼板中における硬度の分布のばらつきが小さいことによる伸びフランジ性の向上効果が小さくなる。
　具体的には、例えば、１０等分された分割範囲Ｄのうち、中央付近の分割範囲Ｄの測定値の数のみが全測定値の数の３０％を超える場合、各階級における測定値の数をつないだ線が、中央付近の分割範囲Ｄにピークを有するものとなる。
　また、中央付近の分割範囲Ｄの測定値の数のみが全測定値の数の２％未満である場合、各階級における測定値の数をつないだ線が、中央付近の分割範囲Ｄに谷を有するものとなり、谷の両側に配置された異なる分割範囲Ｄの硬度を有する硬度差の大きい組織が多いものとなる。
　本発明の高強度鋼板において、伸びフランジ性をより一層向上させるには、各分割範囲Ｄ内における測定値の数は、全て、全測定値の数の２５％以下であることがより好ましく、２０％以下であることがさらに好ましい。また、伸びフランジ性をより一層向上させるには、各分割範囲Ｄ内における測定値の数が、全て、全測定値の数の４％以上であることがより好ましく、５％以上であることがさらに好ましい。
　本発明に係る高強度鋼板の硬度分布について、一般的な正規分布と対比しつつ詳細に述べる。正規分布の尖度Ｋ＊は一般に０と言われている。一方、本発明に係る鋼板の硬度分布の尖度は－０．４以下であるから、正規分布とは異なる分布であることは明白である。本発明に係る鋼板の硬度分布は、図２に示すように、正規分布に比べて平たく裾の長い分布になる。本発明の高強度鋼板は、このような硬度分布を持ち、かつ、分布の両裾の部分にあたる９８％硬度と２％硬度との差が１．５倍以上と極めて大きいため、鋼板の組織中における軟質部と硬質部との硬度差が十分に大きくなって、高い延性を得ることができるのである。すなわち、本発明者は、硬度分布が従来と異なる、尖度が－０．４以下となるような分布の場合には、９８％硬度と２％硬度の比が大きくなる方が穴広げ性が改善されることを見出した。一方、従来技術は組織の硬度比が小さい方が穴広げ性が良いとしている。従来技術は、正規分布に近い硬度分布を前提とした結果であり、本発明で提示している技術とは根本的に異なるものである。
（Ｍｎ分布）
　本発明の高強度鋼板は、上述の硬度分布を得るために、鋼板の１／８厚～３／８厚における地鉄中のＭｎ濃度の最大値と最小値の差が質量％に換算して０．４０％以上３．５０％以下であることが好ましい。
　鋼板の１／８厚～３／８厚における地鉄中のＭｎ濃度の最大値と最小値の差を質量％に換算して０．４０％以上に規定した理由は、Ｍｎ濃度の最大値と最小値の差が大きいほど、冷延後の連続焼鈍時に相変態の進行が緩やかになって、各変態生成物を所望の体積分率で確実に生成させることができ、これにより上述の硬度の分布を有する高強度鋼板が得られるためである。より詳細には、フェライトのような比較的低硬度な変態生成物から、マルテンサイトのような比較的高硬度の変態生成物をバランスよく生成させることができ、これにより、高強度鋼板の硬度分布において尖ったピークが存在せず、すなわち尖度が小さくなり、図１に示すように平坦な硬度分布曲線が得られる。また、様々な変態生成物をバランスよく生成させることによって、硬度分布の幅が広がり、これにより、９８％硬度を２％硬度の１．５倍以上、好ましくは３．０倍以上、より好ましくは３．０倍超、更には３．１倍以上、更に好ましくは４．０倍以上、更には４．２以上にすることができる。
　例えばフェライト相の変態を例にして説明すると、フェライト相の変態を生じさせる熱処理工程中において、Ｍｎ濃度が低い領域では、オーステナイトからフェライトへの相変態の開始時期が比較的早くなる。一方、Ｍｎ濃度が高い領域では、オーステナイトからフェライトへの相変態の開始時期が、Ｍｎ濃度が低い領域よりも比較的遅くなる。従って、鋼板中のＭｎ濃度が不均一で濃度差が大きいほど、鋼板中におけるオーステナイトからフェライトへの相変態が、緩やかに進行する。言い換えると、フェライト相の体積率が０％から例えば５０％に至るまでの変態速度が遅くなる。
　以上の現象は、フェライト相のみならず、焼き戻しマルテンサイト相及び残部硬質相においても同様である。
　図３には、変態率と変態処理の経過時間との関係を模式的に示している。例えば、オーステナイトからフェライトへ相変態の場合は、変態率は鋼板組織中のフェライトの体積率であり、変態処理の経過時間はフェライト変態を起こさせる熱処理の経過時間である。図３に示す本発明例は、Mn濃度の最大値と最小値との差が比較的大きい場合であり、鋼板全体の変態率を示す曲線の傾斜が小さく（変態速度が低く）なっている。一方、図４に示す比較例は、Mn濃度の最大値と最小値との差が比較的小さい場合であり、鋼板全体の変態率を示す曲線の傾斜が大きく（変態速度が高く）なっている。このため、図３に示す例では、変態率（体積率）をｙ１～ｙ２（％）の間に制御したい場合は、変態処理をｘ１～ｘ２の間で終了すればよいが、図４に示す例では、変態処理をｘ３～ｘ４の間で終了する必要があり、処理時間の制御が難しくなる。
　Ｍｎ濃度の差が０．４０％未満では、変態速度を十分に抑制することができず、十分な効果が認められないことから、これを下限とする。Ｍｎ濃度の差は０．６０％以上であることが好ましく、０．８０％以上であることが更に好ましい。Ｍｎ濃度の差が大きいほど、相変態の制御は容易となるが、Ｍｎ濃度の差が３．５０％を超えるには鋼板におけるＭｎの添加量を過度に高める必要があり、鋳造したスラブの割れや溶接性の劣化が懸念されるため、Ｍｎ濃度の差は３．５０％以下とすることが好ましい。溶接性の観点から、Ｍｎ濃度の差は３．４０％以下であることがより好ましく、３．３０％以下であることがさらに好ましい。
　１／８厚～３／８厚におけるＭｎの最大値と最小値の差の決定方法は、次のとおりである。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取する。次いで、１／４厚を中心として１／８厚から３／８厚の範囲においてＥＰＭＡ分析を行い、Ｍｎ量を測定する。測定はプローブ径を０．２～１．０μｍとし、１点当たりの測定時間を１０ｍｓ以上として行い、線分析あるいは面分析で１０００点以上の点においてＭｎ量を測定する。
測定結果のうち、Ｍｎ濃度が添加Ｍｎ濃度の３倍を超える点はＭｎ硫化物などの介在物を測定した点と考えられる。また、Ｍｎ濃度が添加Ｍｎ濃度の１／３倍未満の点は、Ａｌ酸化物などの介在物を測定した点と考えられる。これら介在物中のＭｎ濃度は、地鉄中の相変態挙動にほとんど影響しないため、測定結果から介在物の測定結果を除いた上で、Ｍｎ濃度の最大値と最小値をそれぞれ求める。そして、求めたＭｎ濃度の最大値と最小値の差を算出する。
Ｍｎ量の測定方法は上記の手法に限らない。例えばＥＭＡ法や三次元アトムプローブ（３Ｄ－ＡＰ）を用いた直接観察を行って、Ｍｎ濃度を測定しても良い。
（鋼板組織）
　また、本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、体積分率で１０～５０％のフェライト相と、１０～５０％の焼戻しマルテンサイト相と、残部硬質相とからなる。また、残部硬質相には、体積分率で１０～６０％のベイニティックフェライト相あるいはベイナイト相の何れか一方または両方と、１０％以下のフレッシュマルテンサイト相が含まれる。更に、鋼板組織として、２～２５％の残留オーステナイト相を含有していてもよい。本発明の高強度鋼板がこのような鋼板組織を有するものである場合、鋼板内部の硬度差がより一層大きく、かつ、平均結晶粒径が十分に小さいものとなり、より一層、高強度で、優れた延性と伸びフランジ性（穴拡げ性）を有するものとなる。
「フェライト」
　フェライトは、延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で１０～５０％含まれていることが好ましい。鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率は、延性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。また、鋼板の引張強度を十分高めるには、鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率を４５％以下とすることが好ましく、４０％以下とすることがさらに好ましい。フェライトの体積分率が１０％未満である場合、十分な延性が得られない恐れがある。一方、フェライトは軟質な組織であるため、体積分率が５０％を超えると降伏応力が低下する場合がある。
「ベイニティックフェライト及びベイナイト」
　ベイニティックフェライトとベイナイトは、軟質なフェライトと硬質な焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトとの間の硬度を持つ組織である。本発明の高強度鋼板では、ベイニティックフェライトまたはベイナイトの何れか一方が含まれていればよく、両方が含まれていても良い。鋼板内部の硬さ分布を平坦にするにはベイニティックフェライト及びベイナイトの合計量が鋼板組織に体積分率で１０～４５％含まれていることが好ましい。鋼板組織に含まれるベイニティックフェライトおよびベイナイトの体積分率の合計は、伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。また、延性と降伏応力のバランスを良好にするために、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの体積分率の合計を４０％以下、好ましくは３５％以下にするとよりよい。
　ベイニティックフェライト及びベイナイトの体積分率の合計が１０％未満である場合、硬さの分布に偏りが生じ、伸びフランジ性が劣化する恐れがある。一方、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの体積分率の合計が４５％を超えると、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトをともに適量生成させることが困難となり、延性と降伏応力のバランスが劣化するため、好ましくない。
「焼戻しマルテンサイト」
　焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で１０～５０％含まれていることが好ましい。鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が、１０％未満であると、十分な引張強度が得られない恐れがある。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、延性の向上に必要なフェライトおよび残留オーステナイトを確保することが困難となる。高強度鋼板の延性を十分に高めるには、焼戻しマルテンサイトの体積分率を４５％以下とすることがより好ましく、４０％以下とすることが更に好ましい。また、引張強度を確保するためには、焼戻しマルテンサイトの体積分率を１５％以上とすることがより好ましく、２０％以上とすることが更に好ましい。
「残留オーステナイト」
　残留オーステナイトは延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で２～２５％含まれていることが好ましい。鋼板組織に含まれる残留オーステナイトの体積分率が２％以上であれば、より十分な延性が得られる。また、残留オーステナイトの体積分率が２５％以下であれば、ＣやＭｎに代表されるオーステナイト安定化元素を多量に添加する必要がなく、溶接性が向上する。なお、本発明の高強度鋼板の鋼板組織には、残留オーステナイトが含まれていることが、延性の向上に有効であるため好ましいが、十分な延性が得られる場合には、残留オーステナイトが含まれていなくてもよい。
「フレッシュマルテンサイト」
　フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって伸びフランジ性を劣化させるため、鋼板組織に体積分率で１０％以下含まれていることが好ましい。伸びフランジ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を５％以下とすることがより好ましく、２％以下とすることが更に好ましい。
「その他」
　本発明の高強度鋼板の鋼板組織には、パーライトや粗大なセメンタイトなどの上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライトや粗大なセメンタイトが多くなると、延性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
　本発明の高強度鋼板の鋼板組織に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。
　残留オーステナイトの体積分率は、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行い、面積分率を算出し、それを持って体積分率と見なすことができる。
　また、フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率と見なすことができる。
　なお、ＦＥ－ＳＥＭで観察した観察面の面積は、例えば一辺３０μｍの正方形とすることができ、各観察面において各組織は、以下に示すように区別できる。
　フェライトは塊状の結晶粒であって、内部に長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物が無い領域である。なお、フェライトの体積分率は、最高加熱温度において残存するフェライトと、フェライト変態温度域で新たに生成したフェライトの体積分率の和である。しかし、製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難である。このため、本発明においては、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの体積分率としている。
　また、ベイニティックフェライトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。
　また、ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一の方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。
　また、焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が複数のバリアント、すなわち異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
　なお、ＦＥ－ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることによって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは容易に区別しうる。
　また、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは十分に腐食されない。したがって、ＦＥ－ＳＥＭによる観察において上述の組織（フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）とは明瞭に区別される。
　したがって、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、ＦＥ－ＳＥＭにて観察された腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線によって測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求められる。
（化学組成の規定について）
　次に、本発明の高強度鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、以下の説明における［％］は［質量％］である。
「Ｃ：０．０５０～０．４００％」
　Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Ｃの含有量が０．４００％を超えると溶接性が不十分となる。溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．３５０％以下であることが好ましく、０．３００％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０５０％未満であると強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが出来ない。強度を高めるため、Ｃの含有量は０．０６０％以上であることが好ましく、０．０８０％以上であることがより好ましい。
「Ｓｉ：０．１０～２．５０％」
　Ｓｉは、マルテンサイトの焼戻し軟化を抑制し、鋼板を高強度化するために添加される。しかし、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると鋼板が脆化し、延性が劣化する。延性の観点から、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．１０％未満では焼戻しマルテンサイトの硬さが大幅に低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが出来ない。強度を高めるため、Ｓｉの下限値は０．３０％以上であることが好ましく、０．５０％以上がより好ましい。
「Ｍｎ：１．００～３．５０％」
　Ｍｎは鋼板の強度を高める元素であり、鋼板内部のＭｎ分布を制御することで鋼板内部の硬度分布を制御することができることから、本発明の鋼板に添加される。しかし、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じ、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると溶接性も劣化する。したがって、Ｍｕの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点から、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が１．００％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されてしまうため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなるため、Ｍｎの含有量を１．００％以上とする必要がある。強度を高めるため、Ｍｎの含有量は１．３０％以上であることが好ましく、１．５０％以上であることがより好ましい。
「Ｐ：０．００１～０．０３０％」
　Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０３０％を超えると溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量を０．０３０％以下に限定した。Ｐの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．００１％を下限値とする。
「Ｓ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１００％以下とした。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成して伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。Ｓの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とする。
「Ａｌ：０．００１％～２．５００％」
　Ａｌは鉄系炭化物の生成を抑えて強度を高める元素である。しかし、Ａｌの含有量が２．５０％を超えると鋼板中のフェライト分率が過度に高まり、かえって強度が低下するため、Ａｌの含有量の上限を２．５００％とする。Ａｌの含有量は２．０００％以下とすることが好ましく、１．６００％以下とすることがより好ましい。Ａｌの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ａｌの含有量が０．００１％以上であれば脱酸剤としての効果が得られることから、０．００１％を下限とする。脱酸材として十分な効果を得るため、Ａｌの含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
「Ｎ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、伸びフランジ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１００％以下とした。また、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすると、製造コストの大幅な増加を招くことから、０．０００１％を下限値とする。
「Ｏ：０．０００１～０．００８０％」
　Ｏは、酸化物を形成し、伸びフランジ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．００８０％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．００８０％以下とした。Ｏの含有量は０．００７０％以下であることが好ましく０．００６０％以下であることがさらに好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とした。
　本発明の高強度鋼板においては、更に、必要に応じて、以下に示す元素を含んでいてもよい。
「Ｔｉ：０．００５～０．０９０％」
　Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．０９０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．０９０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．０８０％以下であることがより好ましく、０．０７０％以下であることがさらに好ましい。Ｔｉの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｔｉによる強度上昇効果を十分に得るにはＴｉの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。鋼板の高強度化には、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
「Ｎｂ：０．００５～０．０９０％」
　Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．０９０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．０９０％以下であることが好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量を０．０７０％以下であることがより好ましく、０．０５０％以下であることがさらに好ましい。Ｎｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎｂによる強度上昇効果を十分に得るにはＮｂの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。鋼板の高強度化には、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
「Ｖ：０．００５～０．０９０％」
　Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．０９０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．０９０％以下であることが好ましい。Ｖの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｖによる強度上昇効果を十分に得るにはＶの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
「Ｂ：０．０００１～０．０１００％」
　Ｂは、熱間圧延後の冷却プロセスにおいてオーステナイトからの相変態を遅延することから、Ｂを添加することでＭｎの分配を効果的に進めることができる。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。生産性の観点から、Ｂの含有量は０．００５０％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。Ｂの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｂによる相変態の遅延効果を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。相変態の遅延には、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
「Ｍｏ：０．０１～０．８０％」
　Ｍｏは、熱間圧延後の冷却プロセスにおいてオーステナイトからの相変態を遅延することから、Ｍｏを添加することでＭｎの分配を効果的に進めることができる。Ｍｏの含有量が０．８０％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は０．８０％以下であることが好ましい。Ｍｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏによる相変態の遅延効果を十分に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｃｒ：０．０１～２．００％」「Ｎｉ：０．０１～２．００％」「Ｃｕ：０．０１～２．００％」
　Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕは強度の寄与に向上する元素であり、１種又は２種以上をＣおよび／またはＳｉの一部に替えて添加することができる。各元素の含有量がそれぞれ２．００％を超えると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕの含有量はそれぞれ２.００％以下であることが好ましい。Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、鋼板の高強度化効果を十分に得るには、Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕの含有量をそれぞれ０．０１％以上であることが好ましい。
「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．５０００％」
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量が合計が０．５０００％を超えると、却って延性を損なう恐れがあるため、各元素の含有量の合計が０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点から、Ｃａ、Ｃｅ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が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。なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
　また、本発明の高強度鋼板は、表面に亜鉛めっき層や合金化した亜鉛めっき層が形成されることにより、高強度亜鉛めっき鋼板とされていてもよい。高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されていることにより、優れた耐食性を有するものとなる。また、高強度鋼板の表面に、合金化した亜鉛めっき層が形成されていることにより、優れた耐食性を有し、塗料の密着性に優れたものとなる。
（高強度鋼板の製造方法）
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。
　熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の高強度鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造－直接圧延（ＣＣ－ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
　熱間圧延工程において、スラブ加熱温度は、１０５０℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ってしまいフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、延性や曲げ性に劣る。また、仕上げ圧延温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招いたりする懸念があることから、スラブ加熱温度は１０５０℃以上とする必要がある。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、スラブ加熱温度の上限は１３５０℃以下とすることが望ましい。
　なお、Ａｒ３温度は次の式により計算する。
Ａｒ３＝９０１－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ－９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
　上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは各元素の含有量［質量％］である。
　熱間圧延の仕上げ圧延温度は、８００℃あるいはＡｒ３点の高い方を下限とし、１０００℃を上限とする。仕上げ圧延温度が、８００℃未満であると、仕上げ圧延時の圧延荷重が高くなって、熱間圧延が困難となったり、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。また、仕上げ圧延温度が、Ａｒ３点未満であると、熱間圧延がフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となって、熱延鋼板の組織が不均質な混粒組織になる場合がある。
一方、仕上げ圧延温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ圧延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するためにスラブ加熱温度を過度に高温にしなければならない。このことから、仕上げ圧延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが望ましい。
熱間圧延後の巻き取り工程およびその前後の冷却工程は、Ｍｎを分配させるために大変重要である。巻き取り後の緩冷却中のミクロ組織をフェライトとオーステナイトの２相組織とし、高温で長時間処理することで、Ｍｎをフェライトからオーステナイトへ拡散させることで本鋼板のＭｎ分配が得られる。
鋼板の１／８厚～３／８厚における地鉄中のＭｎ濃度の分布を制御するためには、鋼板を巻き取った際に１／８厚～３／８厚においてオーステナイトの体積分率が５０％以上である必要がある。１／８厚～３／８厚におけるオーステナイトの体積分率が５０％未満では、相変態の進行によって、巻き取り後すぐにオーステナイトが消滅するため、Ｍｎの分配が十分に進まず、本鋼板のＭｎ濃度分布が得られない。Ｍｎの分配を効果的に進めるため、オーステナイトの体積分率は７０％以上であることが好ましく、８０％以上であることがさらに好ましい。一方、オーステナイトの体積分率が１００％であっても、巻き取り後に相変態が進行し、フェライトが生成してＭｎの分配が始まるため、特にオーステナイトの体積分率に上限は設けない。
　鋼板を巻き取る際のオーステナイト分率を高めるため、熱間圧延完了から巻き取るまでの冷却速度は平均で１０℃／秒以上とする必要がある。冷却速度が１０℃／秒未満では、冷却中にフェライト変態が進み、巻き取り時のオーステナイトの体積分率が５０％未満となる可能性がある。オーステナイトの体積分率を高めるため、冷却速度は１３℃／秒以上であることが好ましく、１５℃／秒以上であることがさらに好ましい。冷却速度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、冷却速度を２００℃／秒超とするには特殊な設備が必要となり、製造コストが著しく上昇するため、２００℃／秒以下とすることが好ましい。
　鋼板を８００℃を超える温度で巻き取ると、鋼板表面に形成する酸化物の厚さが過度に増大し、酸洗性が劣化するため、巻き取り温度は７５０℃以下とする。酸洗性を高めるため、巻き取り温度は７２０℃以下であることが好ましく、７００℃以下であることがさらに好ましい。一方、巻き取り温度がＢｓ点未満となると熱延鋼板の強度が過度に高まり、冷間圧延が困難となるため、巻き取り温度はＢｓ点以上とする。また、巻き取った際のオーステナイト分率を高めるには巻き取り温度は５００℃以上とすることが好ましく、５５０℃以上とすることがより好ましく、６００℃以上とすることが更に好ましい。
　なお、製造中にオーステナイトの体積分率を直接測定することは困難であるため、本発明において巻き取りの際のオーステナイトの体積分率を決定するにあたっては、熱間圧延前のスラブから小片を切り出し、その小片を熱間圧延の最終パスと同じ温度および圧下率で圧延あるいは圧縮し、熱間圧延から巻取りまでと同じ冷却速度で冷却した後に直ちに水冷した後、小片の相分率を測定して焼入れままマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率の和を以て巻き取りの際のオーステナイトの体積分率とした。
巻き取り後の鋼板の冷却工程はＭｎの分配を制御するために重要である。巻き取りの際のオーステナイト分率を５０％以上とし、下記（３）式を満たしつつ、巻き取り温度から（巻き取り温度－１００）℃までを２０℃／時以下の速度で冷却することで本発明のＭｎ分布が得られる。（３）式はフェライトとオーステナイトの間でのＭｎの分配の進行度合いを表す指標であり、左辺の値が大きいほどＭｎの分配が進行していることを表す。Ｍｎの分配をより進めるには左辺の値を２．５以上とすることが好ましく、４．０以上とすることがさらに好ましい。左辺の値の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、値を５０．０超とするには長時間の保熱が必要となり、製造コストが著しく上昇するため、５０．０以下とすることが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 ＴＣ：巻き取り温度（℃）、Ｔ：鋼板温度（℃）
ｔ（Ｔ）：温度Ｔにおける滞留時間（秒）
フェライトとオーステナイトの間でのＭｎの分配を進めるには、２相が共存した状態を保つ必要がある。巻き取り温度から（巻取り温度－１００）℃までの冷却速度が２０℃／時を超えると、相変態が過度に進行し、鋼板中のオーステナイトが消滅しうるため、巻き取り温度から（巻取り温度－１００）℃までの冷却速度を２０℃／時以下とする。Ｍｎの分配を進めるには、巻き取り温度から（巻取り温度－１００）℃までの冷却速度は１７℃／時以下とすることが好ましく、１５℃／時以下とすることがさらに好ましい。冷却速度の下限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、冷却速度を１℃／時未満とするには長時間の保熱が必要となり、製造コストが著しく上昇するため、１℃／時以上とすることが好ましい。
また、（３）式および冷却速度を満たす範囲で、巻き取り後に鋼板を再加熱しても構わない。
　このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性向上のためには重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。
　次に、酸洗した熱延鋼板を圧下率３５～８０％で冷間圧延して、連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインを通板させる。圧下率を３５％以上にすることで、形状を平坦に保つことができ、最終製品の延性が向上する。
　伸びフランジ性を高めるには、次工程においてＭｎを分配させる際、Ｍｎ濃度の高い領域と低い領域を細かく分散させることが好ましい。このためには冷間圧延における圧下率を高め、昇温中にフェライトを再結晶させ、粒径を細かくすることが効果的である。この観点から、圧下率は４０％以上であることが好ましく、４５％以上であることがより好ましい。
一方、圧下率が８０％以下の冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎず、冷延が困難とならない。このことから、圧下率８０％以下を上限とする。冷延荷重の観点から、圧下率は７５％以下であることが好ましい。
　なお、圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。また、冷間圧延は省略してもよい。
　次に、得られた冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板させて高強度冷延鋼板を製造する。冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる工程においては、図５を用いて、連続焼鈍ラインを通板させる際の鋼板の温度履歴について詳細に説明する。
図５は、連続焼鈍ラインを通板させる際の冷延鋼板の温度履歴を説明するためのグラフであり、冷延鋼板の温度と時間との関係を示したグラフである。なお、図５においては「フェライト変態温度域」として、（Ａｅ３点－５０℃）～Ｂｓ点の範囲を示し、「ベイナイト変態温度域」としてＢｓ点～Ｍｓ点の範囲を示し、「マルテンサイト変態温度域」としてＭｓ点～室温を示している。
　なお、Ｂｓ点は次の式により計算する。
Ｂｓ点［℃］＝８２０－２９０Ｃ／（１－ＶＦ）－３７Ｓｉ－９０Ｍｎ－６５Ｃｒ－５０Ｎｉ＋７０Ａｌ
上記式において、ＶＦはフェライトの体積分率を示し、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｓｉはそれぞれの元素の添加量［質量％］である。
　また、Ｍｓ点は次の式により計算する。
Ｍｓ点［℃］＝５４１－４７４Ｃ／（１－ＶＦ）－１５Ｓｉ－３５Ｍｎ－１７Ｃｒ－１７Ｎi＋１９Ａｌ
上記式において、ＶＦはフェライトの体積分率を示し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌはそれぞれの元素の添加量［質量％］である。なお、製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難であるため、本発明においてＭｓ点を決定するにあたっては、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの体積分率ＶＦとしている。
図５に示すように、冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板させるに際しては、まず、最高加熱温度（Ｔ１）７５０℃～１０００℃で焼鈍する加熱工程を行う。加熱工程における最高加熱温度Ｔ１が７５０℃未満ではオーステナイトの量が不十分となり、その後の冷却中の相変態で十分な量の硬質組織を確保できない。この点から、最高加熱温度Ｔ１は７７０℃以上とすることが好ましい。一方、最高加熱温度Ｔ１が１０００℃を超えると、オーステナイトの粒径が粗大となり、冷却中に変態が進みにくくなり、特に軟質なフェライト組織を十分に得ることが困難となる。この点から最高加熱温度Ｔ１は９００℃以下とすることが好ましい。
次に、図５に示すように、最高加熱温度Ｔ１からフェライト変態温度域以下まで冷延鋼板を冷却する第１冷却工程を行う。第１冷却工程においては、フェライト変態温度域で冷延鋼板を２０秒～１０００秒停留させる。軟質なフェライト組織を十分に生成させるためには、第１冷却工程においてフェライト変態温度域で２０秒以上停留させる必要があり、３０秒以上停留させることが好ましく、５０秒以上の停留させることがより好ましい。一方、フェライト変態温度域に停留させる時間が１０００秒を超えると、フェライト変態が過度に進行して未変態オーステナイトが減り、十分な硬質組織が得られない。
また、第１冷却工程においてフェライト変態温度域で２０秒～１０００秒停留させてフェライト変態させた後の冷延鋼板を、図５に示すように、第２冷却速度で冷却し、Ｍｓ点（マルテンサイト変態開始温度）以下、Ｍｓ点－１２０℃以上の範囲で停止する第２冷却工程を行う。第２冷却工程を行うことにより、未変態オーステナイトのマルテンサイト変態を進めることができる。
第２冷却工程を停止する第２冷却停止温度Ｔ２がＭｓ点を超えると、マルテンサイトが生成しない。一方、第２冷却停止温度Ｔ２がＭｓ点－１２０℃未満であると、未変態オーステナイトの大部分がマルテンサイトとなり、これ以降の工程において十分な量のベイナイトが得られない。十分な量の未変態オーステナイトを残すには、第２冷却工程停止温度Ｔ２は、Ｍｓ点－８０℃以上あることが好ましく、Ｍｓ点－６０℃以上であることが更に好ましい。
また、第２冷却工程において、フェライト変態温度域からマルテンサイト変態温度域まで第２冷却速度で冷却する際には、フェライト変態温度域とマルテンサイト変態温度域との間の温度域であるベイナイト変態温度域においてベイナイト変態が過度に進行することを防ぐことが好ましい。このため、ベイナイト変態温度域における第２冷却速度は、平均１０℃／秒以上とする必要があり、２０℃／秒以上であることが好ましく、５０℃／秒以上であることがより好ましい。
また、図５に示すように、Ｍｓ点以下、Ｍｓ点－１２０℃以上の範囲で停止する第２冷却工程を行った後、さらにマルテンサイト変態を進めるために、Ｍｓ点以下、第２冷却停止温度以上の範囲で２秒～１０００秒停留させる停留工程を行う。停留工程においては、マルテンサイト変態を十分に進めるために、２秒以上停留させる必要がある。停留工程において停留させる時間が１０００秒を超えると、硬質な下部ベイナイトが生成し、未変態オーステナイトが減り、フェライトに近い硬度を持ったベイナイトが得られなくなる。
また、図５に示すように、停留工程においてＭｓ点以下、第２冷却停止温度以上の範囲で停留させてマルテンサイト変態を進めた後、フェライトとマルテンサイトの間の硬度を有するベイナイトを生成させるために、鋼板を再加熱する再加熱工程を行う。再加熱工程において再加熱を停止する温度Ｔ３（再加熱停止温度）は、鋼板中における硬度の分布のばらつきが小さいものとするために、Ｂｓ点（ベイナイト変態開始温度（ベイナイト変態温度域の上限値））－１００℃以上とする。
鋼板中における硬度の分布のばらつきをより一層小さくするためには、フェライトと硬度差の小さい軟質のベイナイトを生成させることが好ましい。軟質のベイナイトを生成させるには、なるべく高温でベイナイト変態を進めることが好ましい。したがって、再加熱停止温度Ｔ３は、Ｂｓ点－６０℃以上とすることが好ましく、図５に示すように、Ｂｓ点以上とすることがより好ましい。
　再加熱工程において、ベイナイト変態温度域における昇温速度は、平均１０℃／秒以上とする必要があり、２０℃／秒以上であることが好ましく、４０℃／秒以上であることがより好ましい。再加熱工程のベイナイト変態温度域における昇温速度が小さいと、低温域の段階でベイナイト変態が過度に進行することになるため、フェライトと硬度差の大きい硬質のベイナイトが生成しやすく、鋼板中における硬度の分布のばらつきを小さくしうるフェライトと硬度差の小さい軟質のベイナイトが生成されにくい。したがって、再加熱工程において、ベイナイト変態温度域における昇温速度は、大きいことが好ましい。
　また、本実施形態においては、第２冷却工程および再加熱工程におけるベイナイト変態の過度の進行を抑制するために、第２冷却工程においてベイナイト変態温度域に停留する時間と再加熱工程においてベイナイト変態域に停留する時間との合計（合計停留時間）を２５秒以下とすることが好ましく、２０秒以下とすることがより好ましい。
　また、図５に示すように、再加熱工程後、再加熱停止温度Ｔ３からベイナイト変態温度域未満まで鋼板を冷却する第３冷却工程を行う。第３冷却工程においては、ベイナイト変態を進めるため、ベイナイト変態温度域で３０秒以上停留させる。十分な量のベイナイトを得るには、第３冷却工程においてベイナイト変態温度域で６０秒以上停留させることが好ましく、１２０秒以上停留させることがより好ましい。また、第３冷却工程において、ベイナイト変態温度域に停留させる時間の上限は特に設けないが、２０００秒以下であることが好ましく、１０００秒以下であることがより好ましい。ベイナイト変態温度域に停留させる時間が、２０００秒以下である場合、未変態のオーステナイトのベイナイト変態が完了する前に室温まで冷却することが可能となり、未変態のオーステナイトをマルテンサイトあるいは残留オーステナイトとすることにより、高強度冷延鋼板の降伏応力や延性を更に向上させることができる。
また、図５に示すように、第３冷却工程後、ベイナイト変態温度域未満の温度から室温まで鋼板を冷却する第４冷却工程を行う。第４冷却工程における冷却速度は特に規定しないが、未変態のオーステナイトをマルテンサイトあるいは残留オーステナイトとするためには平均冷却速度を１℃／秒以上とすることが好ましい。
以上の工程により、高い延性と伸びフランジ性を有する高強度冷延鋼板が得られる。
さらに、本発明においては、上述した方法により連続焼鈍ラインを通板させることによって得られた高強度冷延鋼板に、亜鉛電気めっきを施すことにより、高強度亜鉛めっき鋼板としてもよい。
また、本発明においては、上記の方法によって得られた冷延鋼板を用いて、以下に示す方法により、高強度亜鉛めっき鋼板を製造してもよい。
すなわち、再加熱工程において、冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬すること以外は、上述した冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる場合と同様にして、高強度亜鉛めっき鋼板を製造できる。
このことにより、表面に亜鉛めっき層の形成された高い延性と伸びフランジ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
　さらに、再加熱工程において、冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬する場合、再加熱工程における再加熱停止温度Ｔ３を４６０℃～６００℃とし、亜鉛めっき浴に浸漬した後の冷延鋼板を、再加熱停止温度Ｔ３で２秒以上停留させる合金化処理を施すことにより、表面のめっき層を合金化させても良い。
このような合金化処理を行うことで、亜鉛めっき層が合金化されてなるＺｎ－Ｆｅ合金が表面に形成され、表面に合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
また、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記の例に限定されるものではなく、例えば、第３冷却工程のベイナイト変態温度域において、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬すること以外は、上述した冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる場合と同様の工程を行うことにより高強度亜鉛めっき鋼板を製造してもよい。
このことにより、表面に亜鉛めっき層の形成された高い延性と伸びフランジ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
　また、第３冷却工程のベイナイト変態温度域において、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬する場合、亜鉛めっき浴に浸漬した後の冷延鋼板を、４６０℃～６００℃に再々加熱して２秒以上停留させる合金化処理を施すことにより、表面のめっき層を合金化させても良い。
このような合金化処理を行った場合にも、亜鉛めっき層が合金化されてなるＺｎ－Ｆｅ合金が表面に形成され、表面に合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
　また、本実施形態においては、焼鈍後の冷延鋼板に、形状矯正を目的とした圧延を施しても構わない。但し、焼鈍後の圧延率が１０％を超えると、軟質なフェライト部が加工硬化して延性が大幅に劣化するため、圧延率は１０％未満とすることが好ましい。
　なお、本発明は、上記の例に限定されるものではない。
　例えば、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、めっき密着性を向上させるために、焼鈍前の鋼板にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅから選ばれる１種あるいは複数種よりなるめっきを施してもよい。
表１～２及び１９～２０に示すＡ～ＡＱの化学成分を有するスラブを鋳造し、表３、４、２１、２２、２９に示す条件（熱延スラブ加熱温度、仕上げ圧延温度）で熱間圧延し、表３、４、２１、２２、２９に示す条件（圧延後冷速、巻き取り温度、巻き取り後冷速）で巻き取った。そして、酸洗した後、表３、２１、２２に示す「圧下率」で冷間圧延して表３、２１、２２に示す厚みの実験例ａ～実験例ｂｄおよび実験例ｃａ～実験例ｄｓの冷延鋼板とした。また、巻き取り後に酸洗して冷間圧延をしないままとして、表２９に示す厚みの実験例ｄｔ～実験例ｄｚの熱延鋼板を得た。
　その後、実験例ａ～実験例ｂｄおよび実験例ｃａ～実験例ｄｓの冷延鋼板並びに実験例ｄｔ～実験例ｄｚの熱延鋼板を、連続焼鈍ラインに通板させて実験例１～実験例１３４の鋼板を製造した。
連続焼鈍ラインを通板させるに際しては、表５～１２、２３～２５、３０～３１に示す条件（加熱工程の最高加熱温度、第１冷却工程のフェライト変態温度域での停留時間、第２冷却工程のベイナイト変態温度域における冷却速度、第２冷却工程の停止温度、停留工程の停留時間、再加熱工程のベイナイト変態温度域における昇温速度および再加熱停止温度、第３冷却工程のベイナイト変態温度域での停留時間、第４冷却工程の冷却速度、第２冷却工程においてベイナイト変態温度域に停留する時間と再加熱工程においてベイナイト変態域に停留する時間との合計（合計停留時間））で、以下に示す方法により、実験例１～実験例１３４の高強度冷延鋼板を得た。
　すなわち、実験例ａ～実験例ｂｄおよび実験例ｃａ～実験例ｄｓの冷延鋼板並びに実験例ｄｔ～実験例ｄｚの熱延鋼板を焼鈍する加熱工程と、最高加熱温度からフェライト変態温度域以下まで冷延鋼板を冷却する第１冷却工程と、第１冷却工程後の冷延鋼板を冷却する第２冷却工程と、第２冷却工程後の冷延鋼板を停留させる停留工程と、停留工程後の冷延鋼板を再加熱停止温度に再加熱する再加熱工程と、再加熱工程後の冷延鋼板を、再加熱停止温度からベイナイト変態温度域未満まで冷却する工程であって、ベイナイト変態温度域で３０秒以上停留させる第３冷却工程と、ベイナイト変態温度域未満の温度から室温まで鋼板を冷却する第４冷却工程とを行った。
以上の工程により、実験例１～実験例１３４の高強度冷延鋼板及び高強度熱延鋼板を得た。
　その後、連続焼鈍ラインを通板させた実験例の一部、すなわち実験例６０～６３の冷延鋼板について、以下に示す方法により、亜鉛電気めっきを施し、実験例６０～実験例６３の電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を製造した。
まず、連続焼鈍ラインを通板させた鋼板に対して、めっきの前処理として、アルカリ脱脂、水洗、酸洗、並びに水洗を順に実施した。その後、前処理後の鋼板に対し、液循環式の電気めっき装置を用い、めっき浴として硫酸亜鉛、硫酸ナトリウム、硫酸からなるものを用い、電流密度１００Ａ／ｄｍ2で所定のめっき厚みになるまで電解処理して、Ｚｎめっきを施した。
　また、実験例６４～実験例６８の冷延鋼板については、連続焼鈍ラインを通板する際、再加熱工程において、冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、高強度亜鉛めっき鋼板とした。
また、実験例６９～実験例７３の冷延鋼板については、再加熱工程において亜鉛めっき浴に浸漬した後の冷延鋼板を、表１１に示す「再加熱停止温度Ｔ３」で表１２に示す「停留時間」で停留させる合金化処理を施すことにより、表面のめっき層を合金化させて、合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板とした。
　また、実験例７４～実験例７７の冷延鋼板については、連続焼鈍ラインを通板する際、第３冷却工程において、冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、高強度亜鉛めっき鋼板とした。
また、実験例７８～実験例８２の冷延鋼板については、第３冷却工程において亜鉛めっき浴に浸漬した後の冷延鋼板を、表１２に示す「合金化温度Ｔｇ」まで再々加熱し、表１２に示す「停留時間」で停留させる合金化処理を施すことにより、表面のめっき層を合金化させて、合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板とした。
また、実験例１３０の熱延鋼板については、連続焼鈍ラインを通板させた鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬した後、表３１に示す「合金化温度Ｔｇ」まで再々加熱し、表３１に示す「停留時間」で停留させる合金化処理を施すことにより、表面のめっき層を合金化させて、合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板とした。
また、実験例１３２の熱延鋼板については、連続焼鈍ラインを通板する際、再加熱工程において、熱延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬し、表３１に示す「合金化温度Ｔｇ」まで再々加熱し、表３１に示す「停留時間」で停留させる合金化処理を施すことにより、表面のめっき層を合金化させて、合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板とした。
また、実験例１３４の熱延鋼板については、連続焼鈍ラインを通板させた鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して、高強度亜鉛めっき鋼板とした。
このようにして得られた実験例１～実験例１３４の高強度鋼板について、ミクロ組織を観察し、フェライト（Ｆ）、ベイニティックフェライト（ＢＦ）、ベイナイト（Ｂ）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）、フレッシュマルテンサイト（Ｍ）、残留オーステナイト（残留γ）、の体積分率を、以下に示す方法により求めた。なお、表中の「Ｂ＋ＢＦ」は、フェライトとベイニティックフェライトの合計の体積分率である。
残留オーステナイトの体積分率は、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行い、面積分率を算出し、それを持って体積分率とした。
フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とした１／８厚～３／８厚において、一辺３０μｍの領域を設定し、ＦＥ－ＳＥＭで観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率とした。
その結果を表１３、１４、１７、２６、３２にそれぞれ示す。
また、実験例１～実験例１３４の高強度鋼板について、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、板厚の１／４を中心に１／８～３／８の範囲においてＥＰＭＡ分析を行い、Ｍｎ量を測定した。測定はプローブ径を０．５μｍとし、１点当たりの測定時間を２０ｍｓとして行い、面分析で４００００点においてＭｎ量を測定した。その結果を表１５、１６、１８、２７、２８、３３に示す。測定結果から介在物の測定結果を除いた上で、Ｍｎ濃度の最大値と最小値をそれぞれ求め、求めたＭｎ濃度の最大値と最小値の差を算出した。その結果を表１５、１６、１８、２７、２８、３３にそれぞれ示す。
また、実験例１～実験例１３４の高強度鋼板について、「硬度の測定値の最大値と最小値との差を１００％として各測定値を換算してなる９８％の硬度の測定値（Ｈ９８）に対する２％の硬度の測定値（Ｈ２）の割合（Ｈ９８／Ｈ２）、２％の硬度の測定値と９８％の硬度の測定値との間における尖度（Ｋ＊）、平均結晶粒径、硬度の測定値の最大値と最小値との差を１００％として各測定値を換算し、複数の階級に区分してなる硬度と、各階級における測定値の数との関係を示したグラフにおいて、２％の硬度から９８％の硬度までの範囲を１０等分に分割してなる各分割範囲内における測定値の数が、全て、全測定値の数の２％～３０％の範囲であるか否か」について調べた。その結果を表１５、１６、１８、２７、２８、３３に示す。
なお、硬度は、ベルコビッチタイプの三角すい圧子を備えたダイナミック微小硬度計を用いて、押込み深さ測定法にて、押込み荷重１ｇ重で測定した。硬度の測定位置は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における板厚の１／４を中心に１／８～３／８の範囲とした。また、測定値の数（圧痕の点数）は１００～１００００の範囲とし、好ましくは１０００以上とした。
　また、平均結晶粒径は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法を用いて測定した。結晶粒径の観察面は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における板厚の１／４を中心に１／８～３／８の範囲とした。そして、観察面のｂｃｃ結晶方位に隣接する測定点間の結晶方位差が、１５度以上となる境界線をもって結晶粒界とみなし、結晶粒径を測定した。そして、得られた結晶粒界の結果（マップ）に対して切断法を適用することで平均結晶粒径を算出した。結果を表１３、１４、１７、２６、３２にそれぞれ示す。
また、実験例１～実験例１３４の高強度鋼板からＪＩＳ　Ｚ　２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行い、引張最大強度（ＴＳ）および延性（ＥＬ）を測定した。その結果を表１５、１６、１８、２７、２８、３３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000025
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000026
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000027
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000028
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000029
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000030
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000031
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000032
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000033
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000034
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000035
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000036
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000037
表１５、１６、１８、２７、２８、３３に示すように、本発明の実施例では、９８％の硬度の測定値が２％の硬度の測定値の１．５倍以上であり、２％の硬度の測定値と９８％の硬度の測定値との間における尖度（Ｋ＊）が－０．４０以下であり、平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、引張最大強度（ＴＳ）、延性（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）が優れていることが確認できた。
これに対し、本発明の比較例である実験例９、１４、１７、２５、３０、３６，３９、５６～５９、８５、８６、８９、９０、９３、９４、１０１、１０２、１１７、１２０、１２３は、以下に示すように、引張最大強度（ＴＳ）、延性（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）の全部が十分であるものではなかった。特に、実験例１０２では、ベイナイトとベイニティックフェライトの体積分率の合計が５０％以上になり、Ｋ＊値も－０．４以上になり、すなわち硬度分布が正規分布に近くなり、このため、硬度比が４．２でも延性が低かった。
　実験例９では、連続焼鈍ラインの第３冷却工程において、ベイナイト変態温度域における停留時間が短く、ベイナイト変態が十分に進まなかった。このため実験例９では、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの割合が小さく、尖度（Ｋ＊）が－０．４０を超え、硬度分布が平坦ではなく「谷」を有するものとなったため、伸びフランジ性λが低くなった。
　また、実験例１４では、冷間圧延工程における圧下率が下限を下回り、鋼板の平坦度が劣悪になった。また、圧下率が小さいため、連続焼鈍ラインにおいて再結晶が進まず、平均結晶粒径が粗大になったため、伸びフランジ性λが低くなった。
　また、実験例１７では、第１冷却工程において、フェライト変態温度域における停留時間が短く、フェライト変態が十分に進まなかった。このため、実験例１７では、軟質なフェライトの割合が小さく、Ｈ９８／Ｈ２が下限を下回っており、硬質部と軟質部との硬度差が小さく、延性ＥＬが劣位であった。
また、実験例２５では、フェライト変態温度域における停留時間が長く、フェライト変態が過度に進行した。また、実験例２５では、第２冷却工程において、冷却終了温度がＭｓ点を超えており、焼戻しマルテンサイトを十分に得られなかった。このため、実験例２５では、伸びフランジ性λが低くなった。
実験例３０では、第２冷却工程において、冷却終了温度が下限を下回っており、第３冷却工程においてベイナイト変態を進めることができなかった。このため、実験例３０では、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの割合が小さく、硬度分布が「谷」を有するため、伸びフランジ性λが劣位になった。
実験例３６では最高加熱温度が上限を超えており、また第２冷却工程における冷却終了温度が下限を下回った。このため実験例３６では、焼戻しマルテンサイトの割合が高くなり、フェライト等の軟質組織が無いため、Ｈ９８／Ｈ２が下限を下回り、硬質部と軟質部との硬度差が小さくなり、延性ＥＬが劣位であった。
実験例３９は、第２冷却工程において、ベイナイト変態温度域での平均冷却速度が小さく、同工程においてベイナイト変態が過度に進行した例である。実験例３９では、焼戻しマルテンサイトが存在しないため、引張強度ＴＳが不足していた。
実験例５６～５９は鋼板の化学成分が規定の範囲外である。
より詳細には、実験例５６は、鋼ＷにおいてＣの含有量が本特許で規定する下限を下回っている。このため、実験例５６では、軟質組織の割合が高く、引張強度ＴＳが不足した。
また、実験例５７は、鋼ＸにおいてＣの含有量が上限を上回っている。このため、実験例５７では、軟質組織の割合が低く、延性ＥＬが不足した。
　実験例５８は、鋼ＹにおいてＳｉの含有量が下限を下回っている。このため、実験例５８では、焼戻しマルテンサイトの強度が低く、引張強度ＴＳが不足した。
　また、実験例５９は、鋼ＺにおいてＭｎの含有量が下限を下回っている。このため、実験例５９では、焼入れ性が大幅に低下し、硬質な組織である焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトが得られないため、引張強度ＴＳが不足した。
　また、実験例８５および実験例１０２は、熱間圧延完了から巻き取りまでの冷却速度が下限を下回った。このため、実験例８５および実験例１０２では、巻き取り前に相変態が過度に進行し、鋼板中のオーステナイトの大部分が消滅し、Ｍｎの分配が進まず、連続焼鈍ラインにおいて所定のミクロ組織が得られなかった。このため、尖度Ｋ＊が上限を超えており、伸びフランジ性λが不足した。
　また、実験例８６は、連続焼鈍ラインのマルテンサイト変態温度域での停留工程において、停留時間が下限を下回った。このため、実験例８６では焼戻しマルテンサイトの割合が小さく、尖度（Ｋ＊）が－０．４０を超え、硬度分布が平坦ではなく「谷」を有するものとなったため、伸びフランジ性λが低くなった。
　また、実験例８９は、巻き取り温度が下限を下回った。このため、実験例８９では、Ｍｎの分配が進まず、連続焼鈍ラインにおいて所定のミクロ組織が得られなかった。このため、尖度Ｋ＊が上限を超えており、伸びフランジ性λが不足した。
　また、実験例９０は、連続焼鈍ラインの再加熱工程における再加熱停止温度が下限を下回った。このため、生成したベイナイトおよびベイニティックフェライトの硬度が過度に高くなり、フェライトとベイナイトおよびベイニティックフェライトと硬度差が大きくなり、尖度（Ｋ＊）が－０．４０を超え、硬度分布が「谷」を有するものとなり、伸びフランジ性λが低くなった。
　また、実験例９３は、巻き取り後の冷速が上限を上回った。このため、実験例９３では、Ｍｎの分配が進まず、連続焼鈍ラインにおいて所定のミクロ組織が得られなかった。このため、尖度Ｋ＊が上限を超えており、伸びフランジ性λが不足した。
　また、実験例９４は、連続焼鈍ラインの再加熱工程におけるベイナイト変態温度域での平均昇温速度が上限を上回った。このため、生成したベイナイトおよびベイニティックフェライトの硬度が過度に高くなり、フェライトとベイナイトおよびベイニティックフェライトと硬度差が大きくなり、尖度（Ｋ＊）が－０．４０を超え、硬度分布が「谷」を有するものとなり、伸びフランジ性λが低くなった。
　また、実験例１０１は、連続焼鈍ラインのマルテンサイト変態温度域での停留工程において、停留時間が上限を上回った。このため、硬質な下部ベイナイトが生成し、比較的軟質なベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトが得られず、尖度（Ｋ＊）が－０．４０を超え、硬度分布が「谷」を有するものとなり、伸びフランジ性λが低くなった。
　また、実験例１１７は、連続焼鈍ラインの最高加熱温度が上限を超えた。このため、実験例１１７では、軟質なフェライトが得られず、Ｈ９８／Ｈ２が下限を下回り、硬質部と軟質部との硬度差が小さく、延性ＥＬが劣位であった。
　また、実験例１２０は、連続焼鈍ラインの最高加熱温度が下限を下回った。このため、実験例１２０では、硬質組織が少なく、強度ＴＳが劣位であった。
　また、実験例１２３は、連続焼鈍ラインの第２冷却工程における冷却停止温度が上限を超えた。このため、実験例１２３では、焼戻しマルテンサイトが得られず、尖度（Ｋ＊）が－０．４０を超え、硬度分布が「谷」を有するものとなり、伸びフランジ性λが低くなった。
　本発明の高強度鋼板は、所定の化学成分を有し、９８％硬度が２％硬度の１．５倍以上であり、２％硬度と９８％硬度の間における硬度分布の尖度Ｋ＊が－０．４０以下であり、鋼板組織における平均結晶粒径が１０μｍ以下であるので、引張強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、延性と伸びフランジ性に優れた鋼板となる。したがって、加工性を損なうことなく、鋼板の強度を確保できるなど、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。

Claims (18)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．４％、
    Ｓｉ：０．１～２．５％、
    Ｍｎ：１．０～３．５％、
    Ｐ：０．００１～０．０３％、
    Ｓ：０．０００１～０．０１％、
    Ａｌ：０．００１～２．５％、
    Ｎ：０．０００１～０．０１％、
    Ｏ：０．０００１～０．００８％、
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、
    　鋼板組織が、体積分率で１０～５０％のフェライト相と、１０～５０％の焼戻しマルテンサイト相と、残部硬質相とからなり、
    　鋼板の１／８厚～３／８厚の範囲において、直径１μｍ以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域における硬度の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得るとともに、硬度の測定値の全数に０．０２を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数Ｎ0.02を求め、最小硬度の測定値からＮ0.02番目に大きな測定値の硬度を２％硬度とし、また、硬度の測定値の全数に０．９８を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数Ｎ0.98を求め、最小硬度の測定値からＮ0.98番目に大きな測定値の硬度を９８％硬度としたとき、前記９８％硬度が前記２％硬度の１．５倍以上であり、前記２％硬度と前記９８％硬度の間における前記硬度分布の尖度Ｋ＊が－１．２以上、－０．４以下であり、前記鋼板組織における平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
  2. 　鋼板の１／８厚～３／８厚における地鉄中のＭｎ濃度の最大値と最小値の差が質量％に換算して０．４％以上３．５％以下であることを特徴とする請求項１に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
  3. 　前記２％硬度から９８％硬度までの区間を１０等分して１０個の１／１０区間を設定したとき、各１／１０区間における硬度の測定値の数が、全測定値の数の２～３０％の範囲にあることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
  4. 　前記硬質相が、体積分率で１０～４５％のベイニティックフェライト相若しくはベイナイト相のいずれか一方または両方と、１０％以下のフレッシュマルテンサイト相であることを特徴とする請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
  5. 　鋼板組織として、さらに、２～２５％の残留オーステナイト相を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項４の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
  6. 　さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５～０．０９％、
    Ｎｂ：０．００５～０．０９％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項５の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
  7. 　さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００１～０．０１％、
    Ｃｒ：０．０１～２．０％、
    Ｎｉ：０．０１～２．０％、
    Ｃｕ：０．０１～２．０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．８％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項６の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
  8. 　さらに、質量％で、
    Ｖ：０．００５～０．０９％含有することを特徴とする請求項１乃至請求項７の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
  9. 　さらに、質量％で、
    Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１～０．５％含有することを特徴とする請求項１乃至請求項８の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
  10. 　請求項１乃至請求項９の何れか一項に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  11. 　請求項１または請求項６～９のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを、直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、８００℃またはＡｒ３変態点の何れか高い温度以上で熱間圧延し、圧延後の圧延材の組織中のオーステナイト相が５０体積％以上となるように７５０℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延後の鋼板を、下記（１）式を満たしつつ巻き取り温度から（巻き取り温度－１００）℃までを２０℃／時以下の速度で冷却する冷却工程と、
    　前記冷却後の鋼板を連続焼鈍する工程と、を備え、
    　前記連続焼鈍する工程は、
    　前記鋼板を最高加熱温度７５０～１０００℃で焼鈍し、
    　次いで、前記最高加熱温度からフェライト変態温度域以下まで冷却するとともにフェライト変態温度域で２０～１０００秒停留させる第１次冷却を行い、
    　次いで、ベイナイト変態温度域における冷却速度を平均１０℃／秒以上として冷却し、マルテンサイト変態開始温度以下、マルテンサイト変態開始温度－１２０℃以上の範囲で停止する第２次冷却を行い、
    　次いで、第２次冷却後の鋼板を、マルテンサイト変態開始温度以下、第２冷却停止温度以上の範囲で２秒～１０００秒停留し、
    　次いで、ベイナイト変態温度域における昇温速度を平均１０℃／ｓｅｃ以上として、ベイナイト変態開始温度－１００℃以上の再加熱停止温度に再加熱し、
    　次いで、前記再加熱後の鋼板を、前記再加熱停止温度からベイナイト変態温度域未満まで冷却するとともにベイナイト変態温度域で３０秒以上停留させる第３冷却を行う
    工程であることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     ［但し、（１）式において、ｔ（Ｔ）は前記巻き取り後の冷却工程における温度Ｔ℃での鋼板の滞留時間（秒）である。］
  12. 　前記熱間圧延後の巻き取り温度をＢｓ点以上７５０℃以下とすることを特徴とする請求項１１に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  13. 　前記冷却工程と前記連続焼鈍工程との間に、酸洗してから圧下率３５～８０％の圧下率で冷延する冷延工程を備えたことを特徴とする請求項１１または請求項１２に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  14. 　前記第２次冷却におけるベイナイト変態温度域に停留する時間と、前記再加熱におけるベイナイト変態域に停留する時間との合計が、２５秒以下であることを特徴とする請求項１１乃至請求項１３の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  15. 　請求項１１乃至請求項１４の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記再加熱において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  16. 　請求項１１乃至請求項１４の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記第３次冷却のベイナイト変態温度域において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  17. 　請求項１１乃至請求項１４の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  18. 　請求項１１乃至請求項１４の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
PCT/JP2011/071222 2010-09-16 2011-09-16 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法 WO2012036269A1 (ja)

Priority Applications (11)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020137006419A KR101329840B1 (ko) 2010-09-16 2011-09-16 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법
EP11825267.5A EP2617849B1 (en) 2010-09-16 2011-09-16 High-strength cold-rolled steel sheet with excellent ductility and stretch flangeability, high-strength galvanized steel sheet, and method for producing both
CA2811189A CA2811189C (en) 2010-09-16 2011-09-16 High-strength steel sheet and high-strength zinc-coated steel sheet which have excellent ductility and stretch-flangeability and manufacturing method thereof
CN201180044334.3A CN103097566B (zh) 2010-09-16 2011-09-16 延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法
PL15202459T PL3034644T3 (pl) 2010-09-16 2011-09-16 Blacha stalowa o dużej wytrzymałości i ocynkowana blacha stalowa o dużej wytrzymałości z doskonałą ciągliwością i podatnością na wywijanie kołnierza oraz sposób ich wytwarzania
MX2013002906A MX339219B (es) 2010-09-16 2011-09-16 Lamina de acero de alta resistencia y lamina de acero revestida con zinc de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y capacidad de embridado por estiramiento y metodo de fabricacion de las mismas.
JP2012513372A JP5021108B2 (ja) 2010-09-16 2011-09-16 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法
US13/822,746 US9139885B2 (en) 2010-09-16 2011-09-16 High-strength steel sheet and high-strength zinc-coated steel sheet which have excellent ductility and stretch-flangeability and manufacturing method thereof
ES11825267.5T ES2617477T3 (es) 2010-09-16 2011-09-16 Lámina de acero laminada en frío de alta resistencia con excelente ductilidad y expansibilidad, y lámina de acero galvanizada de alta resistencia, y método para fabricar las mismas
EP15202459.2A EP3034644B1 (en) 2010-09-16 2011-09-16 High-strength steel sheet and high-strength zinc-coated steel sheet which have excellent ductility and stretch-flangeability and manufacturing method thereof
BR112013006143-0A BR112013006143B1 (pt) 2010-09-16 2011-09-16 chapa de aço de alta resistência e chapa de aço revestida com zinco de alta resistência que têm excelente ductilidade e capacidade de estiramento-flangeamento e método de fabricação das mesmas

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010208329 2010-09-16
JP2010-208329 2010-09-16
JP2010-208330 2010-09-16
JP2010208330 2010-09-16

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012036269A1 true WO2012036269A1 (ja) 2012-03-22

Family

ID=45831722

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/071222 WO2012036269A1 (ja) 2010-09-16 2011-09-16 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法

Country Status (11)

Country Link
US (1) US9139885B2 (ja)
EP (2) EP3034644B1 (ja)
JP (1) JP5021108B2 (ja)
KR (1) KR101329840B1 (ja)
CN (1) CN103097566B (ja)
BR (1) BR112013006143B1 (ja)
CA (1) CA2811189C (ja)
ES (2) ES2711891T3 (ja)
MX (1) MX339219B (ja)
PL (2) PL2617849T3 (ja)
WO (1) WO2012036269A1 (ja)

Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013018741A1 (ja) 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 形状凍結性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP2013237917A (ja) * 2012-05-17 2013-11-28 Jfe Steel Corp 加工性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2014156140A1 (ja) * 2013-03-28 2014-10-02 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
WO2014156141A1 (ja) * 2013-03-28 2014-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN104520464A (zh) * 2012-08-07 2015-04-15 新日铁住金株式会社 热成形用锌系镀覆钢板
WO2015141097A1 (ja) * 2014-03-17 2015-09-24 株式会社神戸製鋼所 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
CN105189804A (zh) * 2013-03-28 2015-12-23 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2017164346A1 (ja) * 2016-03-25 2017-09-28 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
WO2018030500A1 (ja) * 2016-08-10 2018-02-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
US10072316B2 (en) * 2012-10-18 2018-09-11 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing the same
JP2019505693A (ja) * 2015-12-21 2019-02-28 アルセロールミタル 改善された延性及び成形加工性を有するコーティングされた高強度鋼板を製造するための方法並びに得られたコーティングされた鋼板
US20200190640A1 (en) * 2018-12-18 2020-06-18 Posco Cold-rolled steel sheet with excellent formability, galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof
WO2020209276A1 (ja) * 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
US10907232B2 (en) 2014-07-03 2021-02-02 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
US10954580B2 (en) 2015-12-21 2021-03-23 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
CN113355710A (zh) * 2021-06-08 2021-09-07 武汉钢铁有限公司 大变形量冲压家电外板用硬镀层电镀锌耐指纹涂层板及其制造方法
US11208705B2 (en) 2017-11-15 2021-12-28 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet

Families Citing this family (35)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013018722A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
EP2980249B1 (en) 2013-03-29 2020-04-29 JFE Steel Corporation Steel plate for thick-walled steel pipe, method for manufacturing the same, and thick-walled high-strength steel pipe
US10662496B2 (en) 2014-08-07 2020-05-26 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
CN106574342B (zh) * 2014-08-07 2018-10-12 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CN107075627B (zh) 2014-08-07 2021-08-06 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CA2959096C (en) * 2014-08-25 2019-06-25 Tata Steel Ijmuiden B.V. Cold rolled high strength low alloy steel
CA2972741A1 (en) 2015-03-03 2016-09-09 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
JP6706464B2 (ja) * 2015-03-31 2020-06-10 Fdk株式会社 電池缶形成用鋼板、及びアルカリ電池
US10808291B2 (en) 2015-07-13 2020-10-20 Nippon Steel Corporation Steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet, galvannealed steel sheet, and manufacturing methods therefor
MX2018000329A (es) 2015-07-13 2018-03-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero, lamina de acero galvanizado por inmersion en caliente, lamina de acero recocido y galvanizado y metodos de fabricacion.
CN106811692B (zh) * 2015-12-02 2018-11-06 鞍钢股份有限公司 一种淬火用高强易成型冷轧钢板及其制造方法
WO2017109540A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
US11208704B2 (en) 2017-01-06 2021-12-28 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same
WO2018146828A1 (ja) * 2017-02-10 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP6384703B1 (ja) * 2017-03-13 2018-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板とその製造方法
MX2019012243A (es) * 2017-04-21 2019-11-28 Nippon Steel Corp Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente de alta resistencia y metodo de produccion de la misma.
WO2019093429A1 (ja) * 2017-11-08 2019-05-16 日本製鉄株式会社 鋼板
RU2650943C1 (ru) * 2017-12-19 2018-04-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
KR102020411B1 (ko) 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102375340B1 (ko) 2018-02-19 2022-03-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR102524315B1 (ko) * 2018-10-04 2023-04-24 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 합금화 용융 아연 도금 강판
WO2020158063A1 (ja) 2019-01-29 2020-08-06 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
KR102245228B1 (ko) * 2019-09-20 2021-04-28 주식회사 포스코 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법
KR102275916B1 (ko) * 2019-12-09 2021-07-13 현대제철 주식회사 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법
KR102348527B1 (ko) * 2019-12-18 2022-01-07 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102321297B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102321288B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102321285B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN111187985A (zh) * 2020-02-17 2020-05-22 本钢板材股份有限公司 一种具有高扩孔性能和疲劳寿命的热轧延伸凸缘钢及其制备工艺
MX2022010480A (es) * 2020-02-28 2022-09-19 Jfe Steel Corp Chapa de acero, miembro y metodos para fabricar la misma.
KR20220145391A (ko) * 2020-03-31 2022-10-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판, 부재 및 그들의 제조 방법
JP7001202B1 (ja) * 2020-03-31 2022-02-03 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板及び部材
CN112795837B (zh) * 2020-11-20 2022-07-12 唐山钢铁集团有限责任公司 一种1300Mpa级高韧性冷成形钢板及其生产方法
KR20230014121A (ko) * 2021-07-20 2023-01-30 주식회사 포스코 구멍확장성 및 연성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20240098907A (ko) * 2022-12-21 2024-06-28 주식회사 포스코 성형성 및 파괴저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001192768A (ja) 1999-11-02 2001-07-17 Kawasaki Steel Corp 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2004068050A (ja) 2002-08-02 2004-03-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力冷延鋼板及びその製造方法
JP2004263270A (ja) 2003-03-04 2004-09-24 Jfe Steel Kk 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2007009317A (ja) * 2005-05-31 2007-01-18 Jfe Steel Kk 伸びフランジ成形性に優れた高強度冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
JP2007231369A (ja) * 2006-03-01 2007-09-13 Nippon Steel Corp 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2007302918A (ja) 2006-05-09 2007-11-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2009084648A (ja) * 2007-09-28 2009-04-23 Kobe Steel Ltd 疲労強度及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59219473A (ja) 1983-05-26 1984-12-10 Nippon Steel Corp カラ−エツチング液及びエツチング方法
TW504519B (en) 1999-11-08 2002-10-01 Kawasaki Steel Co Hot dip galvanized steel plate excellent in balance of strength and ductility and in adhesiveness between steel and plating layer, and method for producing the same
CA2422753C (en) * 2000-09-21 2007-11-27 Nippon Steel Corporation Steel plate excellent in shape freezing property and method for production thereof
CN100335670C (zh) * 2002-02-07 2007-09-05 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP4313591B2 (ja) * 2003-03-24 2009-08-12 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
GB2411619A (en) * 2004-03-02 2005-09-07 Black & Decker Inc Planer and thicknesser
JP4518029B2 (ja) 2006-02-13 2010-08-04 住友金属工業株式会社 高張力熱延鋼板とその製造方法
JP4605100B2 (ja) * 2006-06-07 2011-01-05 住友金属工業株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5223360B2 (ja) 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形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
JP5588597B2 (ja) 2007-03-23 2014-09-10 富士フイルム株式会社 導電性材料の製造方法及び製造装置
ES2678443T3 (es) 2007-03-27 2018-08-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia que está libre de desconchado y es excelente en propiedades de superficie y desbarbado y procedimiento para fabricar la misma
JP5369663B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工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
CA2718304C (en) * 2008-03-27 2012-03-06 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and weldability,and methods for manufacturing the same
CN101999007B (zh) * 2008-04-10 2012-12-12 新日本制铁株式会社 扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板和镀锌钢板以及这些钢板的制造方法
JP5200653B2 (ja) * 2008-05-09 2013-06-05 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板およびその製造方法
JP5270274B2 (ja) 2008-09-12 2013-08-21 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
WO2011062151A1 (ja) * 2009-11-18 2011-05-26 新日本製鐵株式会社 酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、および成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001192768A (ja) 1999-11-02 2001-07-17 Kawasaki Steel Corp 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2004068050A (ja) 2002-08-02 2004-03-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力冷延鋼板及びその製造方法
JP2004263270A (ja) 2003-03-04 2004-09-24 Jfe Steel Kk 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2007009317A (ja) * 2005-05-31 2007-01-18 Jfe Steel Kk 伸びフランジ成形性に優れた高強度冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
JP2007231369A (ja) * 2006-03-01 2007-09-13 Nippon Steel Corp 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2007302918A (ja) 2006-05-09 2007-11-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2009084648A (ja) * 2007-09-28 2009-04-23 Kobe Steel Ltd 疲労強度及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板

Cited By (42)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5299591B2 (ja) * 2011-07-29 2013-09-25 新日鐵住金株式会社 形状凍結性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
KR20140043156A (ko) 2011-07-29 2014-04-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 형상 동결성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
US9988700B2 (en) 2011-07-29 2018-06-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet and high-strength galvanized steel sheet excellent in shape fixability, and manufacturing method thereof
WO2013018741A1 (ja) 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 形状凍結性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP2013237917A (ja) * 2012-05-17 2013-11-28 Jfe Steel Corp 加工性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN104520464B (zh) * 2012-08-07 2016-08-24 新日铁住金株式会社 热成形用锌系镀覆钢板
US9902135B2 (en) 2012-08-07 2018-02-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Galvanized steel sheet for hot forming
CN104520464A (zh) * 2012-08-07 2015-04-15 新日铁住金株式会社 热成形用锌系镀覆钢板
US10072316B2 (en) * 2012-10-18 2018-09-11 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing the same
JP2014189870A (ja) * 2013-03-28 2014-10-06 Jfe Steel Corp 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2014189869A (ja) * 2013-03-28 2014-10-06 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN105074037A (zh) * 2013-03-28 2015-11-18 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN105102655A (zh) * 2013-03-28 2015-11-25 杰富意钢铁株式会社 高强度合金化热镀锌钢板及其制造方法
CN105189804A (zh) * 2013-03-28 2015-12-23 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
US10100394B2 (en) 2013-03-28 2018-10-16 Jfe Steel Corporation High-strength galvannealed steel sheet and method for manufacturing the same
WO2014156140A1 (ja) * 2013-03-28 2014-10-02 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
KR101747584B1 (ko) * 2013-03-28 2017-06-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
US10266906B2 (en) 2013-03-28 2019-04-23 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
WO2014156141A1 (ja) * 2013-03-28 2014-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US10260133B2 (en) 2013-03-28 2019-04-16 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing the same
WO2015141097A1 (ja) * 2014-03-17 2015-09-24 株式会社神戸製鋼所 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
KR20180061395A (ko) 2014-03-17 2018-06-07 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 연성 및 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법
KR20160132926A (ko) 2014-03-17 2016-11-21 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 연성 및 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법
JP2015193897A (ja) * 2014-03-17 2015-11-05 株式会社神戸製鋼所 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
US10907232B2 (en) 2014-07-03 2021-02-02 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
US11718888B2 (en) 2014-07-03 2023-08-08 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
US10954580B2 (en) 2015-12-21 2021-03-23 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
JP2019505693A (ja) * 2015-12-21 2019-02-28 アルセロールミタル 改善された延性及び成形加工性を有するコーティングされた高強度鋼板を製造するための方法並びに得られたコーティングされた鋼板
JP6288394B2 (ja) * 2016-03-25 2018-03-07 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
US11035021B2 (en) 2016-03-25 2021-06-15 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet and high-strength galvanized steel sheet
WO2017164346A1 (ja) * 2016-03-25 2017-09-28 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
JPWO2017164346A1 (ja) * 2016-03-25 2018-03-29 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
WO2018030500A1 (ja) * 2016-08-10 2018-02-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
JP6354075B1 (ja) * 2016-08-10 2018-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
US11136643B2 (en) 2016-08-10 2021-10-05 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
US11208705B2 (en) 2017-11-15 2021-12-28 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet
US10941467B2 (en) * 2018-12-18 2021-03-09 Posco Cold-rolled steel sheet with excellent formability, galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof
US20200190640A1 (en) * 2018-12-18 2020-06-18 Posco Cold-rolled steel sheet with excellent formability, galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof
WO2020209276A1 (ja) * 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JPWO2020209276A1 (ja) * 2019-04-11 2021-12-09 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP7173303B2 (ja) 2019-04-11 2022-12-08 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
CN113355710A (zh) * 2021-06-08 2021-09-07 武汉钢铁有限公司 大变形量冲压家电外板用硬镀层电镀锌耐指纹涂层板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
BR112013006143B1 (pt) 2018-12-18
EP2617849A4 (en) 2014-07-23
ES2711891T3 (es) 2019-05-08
KR20130032917A (ko) 2013-04-02
MX2013002906A (es) 2013-05-22
CN103097566A (zh) 2013-05-08
US20130167980A1 (en) 2013-07-04
US9139885B2 (en) 2015-09-22
PL2617849T3 (pl) 2017-07-31
ES2617477T3 (es) 2017-06-19
KR101329840B1 (ko) 2013-11-14
JPWO2012036269A1 (ja) 2014-02-03
EP3034644B1 (en) 2018-12-12
CA2811189A1 (en) 2012-03-22
EP2617849B1 (en) 2017-01-18
EP2617849A1 (en) 2013-07-24
JP5021108B2 (ja) 2012-09-05
BR112013006143A2 (pt) 2016-06-14
MX339219B (es) 2016-05-17
CA2811189C (en) 2014-04-22
EP3034644A1 (en) 2016-06-22
PL3034644T3 (pl) 2019-04-30
CN103097566B (zh) 2015-02-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5021108B2 (ja) 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法
JP6443592B1 (ja) 高強度鋼板
JP5299591B2 (ja) 形状凍結性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP6443593B1 (ja) 高強度鋼板
JP6179675B2 (ja) 高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板、ならびに、それらの製造方法
JP5780171B2 (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP6179674B2 (ja) 高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板、ならびに、それらの製造方法
JP5454745B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5352793B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5365112B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5365217B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5971434B2 (ja) 伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
JP5240421B1 (ja) 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5251208B2 (ja) 高強度鋼板とその製造方法
JP6372633B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6304456B2 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
MX2014001115A (es) Lamina de acero de alta resistencia y lamina de acero galvanizada de alta resistencia excelentes en moldeabilidad y metodos de produccion de las mismas.
KR20120127671A (ko) 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20200123473A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP7164024B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2017183348A1 (ja) 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法
JP6372632B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5825204B2 (ja) 冷延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201180044334.3

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2012513372

Country of ref document: JP

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

Ref document number: 11825267

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2811189

Country of ref document: CA

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2011825267

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011825267

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20137006419

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13822746

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2013/002906

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112013006143

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112013006143

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20130314