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WO2020017607A1 - 鋼板 - Google Patents

鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2020017607A1
WO2020017607A1 PCT/JP2019/028355 JP2019028355W WO2020017607A1 WO 2020017607 A1 WO2020017607 A1 WO 2020017607A1 JP 2019028355 W JP2019028355 W JP 2019028355W WO 2020017607 A1 WO2020017607 A1 WO 2020017607A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
content
area ratio
mass
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/028355
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
林　宏太郎
宏志 海藤
上西　朗弘
力 岡本
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to JP2019563300A priority Critical patent/JP6669325B1/ja
Priority to CN201980019641.2A priority patent/CN111868283B/zh
Publication of WO2020017607A1 publication Critical patent/WO2020017607A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present disclosure relates to a steel sheet having excellent ductility, specifically, to a steel sheet having excellent elongation properties and high strength, and having a high content of Mn, which causes ductile fracture accompanied by constriction at the time of stretching.
  • Patent Document 1 In order to improve tensile strength and elongation, a so-called TRIP steel utilizing transformation-induced plasticity of retained austenite has been proposed (for example, Patent Document 1).
  • Retained austenite is obtained by enriching C in austenite so that austenite does not transform into another structure even at room temperature.
  • a technique for stabilizing austenite it has been proposed to include a carbide precipitation suppressing element such as Si and Al in a steel sheet and to enrich C in austenite during bainite transformation occurring in the steel sheet in a steel sheet manufacturing stage. I have.
  • the austenite is further stabilized, the amount of retained austenite can be increased, and as a result, a steel sheet excellent in both strength and elongation can be produced.
  • welding is often performed on the steel sheet.
  • Non-Patent Document 1 As a steel sheet having a C content lower than that of the TRIP steel, a retained austenite amount higher than that of the TRIP steel, and a strength and ductility exceeding the TRIP steel, a steel to which Mn of more than 4.0% by mass is added is given. It has been proposed (for example, Non-Patent Document 1).
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet to which Mn of 3.5% by mass or more is added and which has excellent tensile strength and elongation by controlling the area ratio (area%) of ferrite to 30 to 80%. Have been.
  • the present inventors set the P content of the steel sheet having a high content of Mn to 0. 0.023% by mass or less, Mo content within a range from 0.030% by mass to 0.500% by mass, and B content within a range from 0.0003% by mass to 0.010% by mass. It has been found that it is effective to control the ratio between the amount and the Mo content to a specific range.
  • the steel plate of the present disclosure has been made based on the above findings, and the gist is as follows. (1) In mass%, C: more than 0.18% and less than 0.45%, Si: 0.001% or more and less than 3.50%, Mn: more than 4.00% and less than 9.00%, sol.
  • the balance is iron and impurities
  • the metal structure at a quarter position of the thickness from the surface in the L section includes tempered martensite in an area ratio of 40% or more and 90% or less,
  • the steel sheet wherein the Mo concentration in the tempered martensite is 1.03 times or more and 1.15 times or less of the average Mo content of the steel sheet.
  • the steel sheet according to the above (1) characterized by containing one or more of Cu: 0.01% or more and 2.00% or less, and Ni: 0.01% or more and 2.00% or less. .
  • a steel sheet according to claim 1. (4) In mass%, Ca: 0.0001% or more and 0.0100% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.0100% or less, (1) to (3), characterized by containing one or more of Zr: 0.0001% or more and 0.0100% or less, and REM: 0.0001% or more and 0.0100% or less.
  • the present inventors have conducted intensive studies and found that the P content of a steel sheet having a high Mn content is 0.023% by mass or less, the Mo content is 0.030% by mass or more and 0.500% by mass or less, and It has been found that it is effective to control the content in the range of 0.0003% by mass or more and 0.010% by mass or less and to control the ratio of the Mn content to the Mo content in a specific range.
  • C is a very important element for increasing the strength and elongation characteristics of steel.
  • a C content of more than 0.18% is required.
  • the upper limit of the C content is set to less than 0.45%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.20% or more, more preferably 0.24% or more.
  • the retained austenite is 20% or more in area ratio.
  • the product of the tensile strength and the total elongation is further increased.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less.
  • Si (Si: 0.001% or more and less than 3.50%) Si also has the effect of suppressing precipitation and coarsening of cementite, and facilitating control of austenite generated during annealing.
  • a Si content of 0.001% or more is required.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.40% or more.
  • the Si content is 1.00% or more, the fatigue characteristics can be improved while maintaining the strength-ductility balance. Therefore, the lower limit of the Si content is more preferably 1.00% or more.
  • the upper limit of the Si content is set to less than 3.50%. Further, the upper limit of the Si content is preferably 3.00% or less, more preferably 2.50% or less.
  • Mn is an element that increases tensile strength and total elongation. By containing more than 4.00% of Mn, the tensile strength and the product of the tensile strength and the total elongation can be improved. Further, in the steel sheet of the present disclosure, Mn is distributed in austenite to further stabilize austenite.
  • the lower limit of the Mn content is preferably at least 4.30%, more preferably at least 4.80%. When the Mn content is 5.40% or more, the retained austenite is 20% or more in area ratio. Therefore, the lower limit of the Mn content is more preferably 5.40% or more.
  • the retained austenite becomes 20% or more in terms of area ratio.
  • the Mn content is even more preferably 6.00% or more.
  • the retained austenite is 30% or more in area ratio, and the mechanical properties are further improved.
  • the upper limit of the Mn content is set to less than 9.00%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably at most 8.50%, more preferably at most 8.20%.
  • Al is a deoxidizing agent and needs to be contained at 0.001% or more. Al also has the effect of increasing the material stability in order to widen the two-phase temperature range during annealing. The effect increases as the content of Al increases, but excessive addition of Al causes deterioration of castability and the like.
  • the upper limit of Al was set to less than 2.00%. sol.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and still more preferably 0.020% or more. sol.
  • the upper limit of the Al content is preferably 1.20% or less, more preferably 0.60% or less. sol.
  • Mo 0.030% or more and 0.500% or less
  • Mo is a very important element for suppressing brittle fracture.
  • an Mo content of 0.030% or more is required.
  • the Mo content exceeds 0.500%, the effect is saturated. Therefore, from the viewpoint of cost, the upper limit of the Mo content is set to 0.500% or less.
  • B (B: 0.0003% or more and 0.010% or less) B is a very important element for developing excellent elongation properties.
  • a B content of 0.0003% or more is required.
  • the upper limit of the B content is set to 0.010% or less.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more.
  • the C content is 0.24% or more
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more, so that the product of the tensile strength and the total elongation is obtained. Can be further improved.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • the steel sheet of the present disclosure contains both Mo and B in the above-mentioned predetermined range, it has high strength and excellent strength-ductility balance.
  • the inclusion of both Mo and B promotes B segregation at the prior austenite grain boundaries and suppresses P segregation at the prior austenite grain boundaries, thereby providing an interaction that significantly increases the fracture strength of the grain boundaries.
  • P 0.023% or less
  • P is an impurity, and if the steel sheet contains excessive P, not only impairs toughness and weldability, but also impairs the effect of adding B to suppress grain boundary embrittlement. Therefore, the upper limit of the P content is set to 0.023% or less.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less, and still more preferably 0.012% or less. Since the steel sheet according to the present embodiment does not require P, it may not substantially contain P, and the lower limit of the P content is 0.000%.
  • the lower limit of the P content may be more than 0.000% or 0.001% or more, but the smaller the P content, the more preferable.
  • S (S: 0.010% or less) S is an impurity, and if the steel sheet excessively contains S, MnS elongated by hot rolling is generated, which causes deterioration in formability such as bending property and hole expanding property. Therefore, the upper limit of the S content is set to 0.010% or less.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.007% or less, more preferably 0.003% or less. Since the steel sheet according to the present embodiment does not require S, it does not need to substantially contain S, and the lower limit of the S content is 0.000%.
  • the lower limit of the S content may be more than 0.000% or 0.001% or more, but the lower the S content, the more preferable.
  • N is an impurity, and if the steel sheet contains 0.050% or more of N, the toughness is impaired. Therefore, the upper limit of the N content is set to less than 0.050%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.006% or less. Since the steel sheet according to the present embodiment does not require N, it need not substantially contain N, and the lower limit of the N content is 0.000%.
  • the lower limit of the N content may be more than 0.000% or 0.001% or more, but the smaller the N content, the more preferable.
  • O is an impurity, and when the steel sheet contains 0.020% or more of O, ductility is deteriorated. Therefore, the upper limit of the O content is set to less than 0.020%.
  • the upper limit of the O content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less. Since the steel sheet according to the present embodiment does not require O, it does not need to substantially contain O, and the lower limit of the O content is 0.000%.
  • the lower limit of the O content may be more than 0.000% or 0.001% or more, but the lower the O content, the more preferable.
  • Impurities are components that are mixed in due to various factors in the ore, scrap, and other raw materials and manufacturing processes when steel products are manufactured industrially, and are acceptable within a range that does not adversely affect the present invention.
  • the ratio [Mn] / [Mo] between the Mn content and the Mo content obtained by dividing the Mn content by the Mo content is brittle without impairing the elongation characteristics when the tensile strength is 1320 MPa or more. It is extremely important to prevent serious destruction.
  • Mn and Mo are represented by formula (1): 25 ⁇ [Mn] / [Mo] ⁇ 150 (1) Limit to the range that satisfies.
  • [Mn] and [Mo] are the contents (% by mass) of Mn and Mo, respectively.
  • the steel sheet of the present embodiment further includes one or more selected from the group consisting of Cr, W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn, and Bi. May be contained. However, since the steel sheet according to the present embodiment does not require Cr, W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn, and Bi, Cr, W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn and Bi may not be contained, that is, the lower limit of the content may be 0%.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid
  • the REM content refers to the content of REM when one kind is used and the total content of REM when two or more kinds are used.
  • Point to. REM is also generally supplied as misch metal, which is an alloy of a plurality of types of REM. For this reason, one or more individual elements may be added so that the REM content falls within the above range, or, for example, the REM content may be added in the form of a misch metal so that the REM content falls within the above range. May be contained.
  • the steel sheet may contain 0.01% or more of each of one or more elements selected from the group consisting of Cr, W, Cu, and Ni.
  • the upper limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Cr, W, Cu, and Ni is set to 2.00% or less.
  • Ti, Nb, and V are not essential elements in the steel sheet according to the present embodiment, and thus may not be included, and each content is 0.000% or more. However, since Ti, Nb, and V are elements that generate fine carbides, nitrides, or carbonitrides, they are effective in improving the strength of a steel sheet. Therefore, the steel sheet may contain one or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, and V.
  • the lower limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, and V is preferably set to 0.005% or more.
  • the upper limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, and V is set to 0.300% or less.
  • Ca, Mg, Zr, and REM are not essential elements in the steel sheet of the present disclosure, they may not be included, and their contents are 0.000% or more. However, Ca, Mg, Zr, and REM improve the local ductility and hole expanding properties of the steel sheet.
  • the lower limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, Zr, and REM is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.001% or more.
  • the upper limit of the content of each of these elements is set to 0.010% or less, and 1 selected from the group consisting of Ca, Mg, Zr, and REM is used. It is preferred that the total content of the species or two or more elements be 0.030% or less.
  • Sb, Sn, and Bi are not essential elements in the steel sheet of the present disclosure, and thus may not be included, and each content is 0.000% or more.
  • Sb, Sn, and Bi suppress oxidizable elements such as Mn, Si, and / or Al in the steel sheet from diffusing to the steel sheet surface to form oxides, and reduce the surface properties and plating properties of the steel sheet.
  • the lower limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Sb, Sn, and Bi is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more. % Or more.
  • the upper limit of the content of each of these elements is set to 0.050% or less.
  • the metal structure at a 1/4 position (also referred to as a 1 / 4t portion) of the thickness from the surface includes tempered martensite having an area ratio of 40% or more and 90% or less.
  • the area ratio of the tempered martensite varies depending on the annealing conditions, and affects materials such as strength, uniform elongation characteristics, and hole expandability.
  • the L section refers to a plane cut in such a manner as to pass through the central axis in the rolling direction of the steel sheet in parallel with the sheet thickness direction and the rolling direction.
  • Tempered martensite is a structure that increases the strength of a steel sheet and improves toughness. To maintain both strength and toughness, the area ratio of tempered martensite is set to 40 to 90%. If the area ratio of tempered martensite is less than 40%, a sufficient strength-ductility balance cannot be secured. On the other hand, when the area ratio of the tempered martensite exceeds 90%, it becomes difficult to obtain a desired tensile strength.
  • the lower limit of the content of tempered martensite is preferably at least 50%.
  • the upper limit of the content of tempered martensite is preferably 85% or less.
  • the metal structure at a position 1 / of the thickness from the surface in the L section of the steel sheet according to the present embodiment contains retained austenite in an area ratio of 15% or more and 75% or less.
  • the area ratio of the retained austenite changes depending on the annealing conditions, and affects materials such as strength, uniform elongation characteristics, and hole expandability.
  • Retained austenite is a structure that enhances the ductility of a steel sheet, particularly the uniform elongation characteristics of the steel sheet, by transformation induced plasticity.
  • Retained austenite can be transformed into martensite by overhang, drawing, stretch flange, or bending with tensile deformation, and thus contributes not only to various workability of the steel sheet but also to improvement in strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the area ratio of retained austenite is preferably 15% or more, more preferably 20% or more, and further preferably 30% or more. If the area ratio of the retained austenite is increased, more excellent elongation properties will be maintained even at higher strength.
  • the upper limit of the retained austenite content is 75% in area ratio. If more than 9.0% of Mn is contained, retained austenite can be increased to more than 75% in area ratio, but in this case, ductility and castability of the steel sheet are impaired. Further, the area ratio of retained austenite is preferably 60% or less, more preferably 50% or less, and still more preferably 45% or less in consideration of hydrogen embrittlement.
  • the area ratio of the tempered martensite is calculated from the structure observation by a scanning electron microscope (SEM). After the L section of the steel sheet is mirror-polished, it is corroded with 3% nital (3% nitric acid-ethanol solution), and a metallographic structure at a quarter position from the surface is observed with a scanning electron microscope with a magnification of 5,000.
  • SEM scanning electron microscope
  • the area ratio of retained austenite is measured by the X-ray diffraction method.
  • SEM scanning electron microscope
  • the area ratio of fresh martensite is measured by the following method. After the L section of the steel sheet is mirror-polished, it is corroded with 3% nital (3% nitric acid-ethanol solution), and the microstructure at a quarter position of the thickness from the surface of the steel sheet is observed with a scanning electron microscope with a magnification of 5000 times. Then, the total area ratio of retained austenite and fresh martensite is measured. Next, the area ratio of fresh martensite is calculated by subtracting the area ratio of retained austenite measured by X-ray diffraction from the total area ratio of retained austenite and fresh martensite.
  • the metal structure of the steel sheet according to the present embodiment may include ferrite, bainite, and fresh martensite in addition to tempered martensite and retained austenite. Since fresh martensite has a hard structure, the lower the content of fresh martensite, the higher the bendability and toughness of the steel sheet. Therefore, the upper limit of the content of fresh martensite is preferably 30% or less, more preferably 20% or less in terms of area ratio, from the viewpoint of securing the bendability and toughness.
  • Mo concentration in tempered martensite is 1.03 times or more and 1.15 times or less of average Mo content of steel sheet
  • the Mo concentration in the tempered martensite is 1.03 to 1.15 times the average Mo content of the steel sheet.
  • the measurement of the Mo concentration in the tempered martensite is based on the element distribution by an electron probe microanalyzer (EPMA) for each of the ten structures of the tempered martensite observed by a scanning electron microscope (SEM). The average value of the Mo concentration measurement results at each point was defined as the Mo concentration in the tempered martensite.
  • the average Mo content of the steel sheet was obtained by measuring the Mo concentration at each point at a distance of 0.1 ⁇ m at a line length of 10 ⁇ m at a position 1 / of the thickness from the surface of the steel sheet, and the average value was obtained.
  • the Mo concentration in the tempered martensite needs to be at least 1.03 times the Mo content of the steel sheet. If the ratio is less than 1.03 times, brittle fracture is apt to occur, and ductility is significantly deteriorated. The higher the Mo concentration in the tempered martensite, the better the Mo content of the steel sheet.
  • the Mo concentration in the tempered martensite is preferably at least 1.04 times the Mo content of the steel sheet, more preferably at least 1.05 times the Mo content of the steel sheet.
  • the Mo concentration in the tempered martensite has a substantially upper limit of 1.15 times the Mo content. Therefore, the upper limit of the Mo concentration in the tempered martensite is 1.15 times the Mo content.
  • the tensile strength of the steel sheet according to the present embodiment is preferably 1320 MPa or more, more preferably 1470 MPa. This is because when a steel sheet is used as a material for an automobile, the sheet thickness is reduced by increasing the strength, thereby contributing to weight reduction.
  • the upper limit of the tensile strength of the steel sheet is not particularly defined, but may be, for example, 1600 MPa.
  • the total elongation be excellent. In that case, the product of the tensile strength and the total elongation is preferably 26000 MPa% or more, more preferably 28000 MPa% or more, and further preferably 30,000 MPa%.
  • the upper limit of the product of the tensile strength and the total elongation is not particularly defined, but may be, for example, 45000 MPa% or less. Further, in the tensile test, constriction occurred, and the test piece exhibited a ductile fracture surface.
  • the steel sheet of the present disclosure also has high strength and good elongation properties, and is also excellent in ductility, and is therefore most suitable for automotive parts such as pillars and front side members.
  • the steel sheet according to the present embodiment is prepared by melting a steel having the above-described chemical composition by a conventional method, casting to produce a slab or a steel ingot, and heating and hot rolling the obtained steel sheet to obtain a hot-rolled steel sheet. Is pickled, cold rolled, and annealed to produce.
  • Hot rolling may be performed in a normal continuous hot rolling line.
  • Annealing may be performed in either an annealing furnace or a continuous annealing line as long as the conditions described below are satisfied.
  • the first annealing and the second annealing described below are both performed using the continuous annealing line. Therefore, productivity can be improved.
  • the first annealing and the second annealing are preferably performed in a reducing atmosphere, for example, in a reducing atmosphere of 98% nitrogen and 2% hydrogen. By performing the heat treatment in a reducing atmosphere, the scale can be prevented from adhering to the surface of the steel sheet, and can be directly sent to the plating step without requiring acid cleaning. Further, skin pass rolling may be performed on the steel sheet after cold rolling.
  • the molten steel may be one produced by the ordinary blast furnace method, and the raw material may generate a large amount of scrap, such as steel produced by the electric furnace method. May be included.
  • the slab may be manufactured by a normal continuous casting process or may be manufactured by thin slab casting.
  • the above-mentioned slab or steel ingot is heated and hot-rolled. It is preferable that the temperature of the steel material to be subjected to hot rolling is 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less. By setting the temperature of the steel material subjected to hot rolling to 1100 ° C. or higher, the deformation resistance during hot rolling can be further reduced. On the other hand, by setting the temperature of the steel material to be subjected to hot rolling to 1300 ° C. or lower, it is possible to suppress a decrease in yield due to an increase in scale loss. In this specification, the temperature is a temperature measured at a central position on the surface of the steel sheet.
  • the time for maintaining the temperature range of 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less before hot rolling is not particularly limited, but is preferably 30 minutes or more, and more preferably 1 hour or more, in order to improve the bendability. preferable. Further, in order to suppress excessive scale loss, the time for maintaining the temperature in a temperature range of 1100 ° C. to 1300 ° C. is preferably 10 hours or less, more preferably 5 hours or less.
  • hot rolling may be performed as it is without performing heat treatment.
  • the finish rolling start temperature is preferably set to 700 ° C. or more and 1000 ° C. or less. By setting the finish rolling start temperature to 700 ° C. or higher, deformation resistance during rolling can be reduced. On the other hand, by setting the finish rolling start temperature to 1000 ° C. or lower, deterioration of the surface properties of the steel sheet due to grain boundary oxidation can be suppressed.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by performing the finish rolling is cooled, wound, and made into a coil.
  • the winding temperature after cooling is preferably set to 700 ° C. or less. By setting the winding temperature to 700 ° C. or lower, internal oxidation is suppressed, and subsequent pickling is facilitated.
  • the winding temperature is more preferably 650 ° C or lower, and further preferably 600 ° C or lower.
  • the lower limit of the winding temperature is not particularly specified, but may be room temperature, for example.
  • the hot-rolled sheet may be tempered at 300 ° C or more and 700 ° C or less before being cold-rolled after being cooled to room temperature.
  • cold rolling is performed to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the shape is corrected by performing light rolling of more than 0% to about 5% before or after pickling and before or after cold rolling because it is advantageous in terms of securing flatness. Further, by performing light rolling before pickling, pickling properties are improved, removal of surface-concentrating elements is promoted, and there is an effect of improving chemical conversion property and plating property.
  • the rolling reduction of the cold rolling is 20% or more. From the viewpoint of suppressing breakage during cold rolling, the rolling reduction of the cold rolling is preferably set to 70% or less.
  • the cold-rolled steel sheet obtained through the above-mentioned hot rolling step and cold rolling step is heated to three or more Ac points to perform the first annealing.
  • the area ratio of tempered martensite can be controlled to a desired value.
  • the temperature is raised from 640 ° C. to 740 ° C. at an average heating rate of 2 to 10 ° C./sec.
  • the average heating rate By setting the average heating rate to 2 ° C./second or more, deterioration of the surface properties of the steel sheet due to grain boundary oxidation can be suppressed.
  • the average heating rate By setting the average heating rate to 10 ° C./second or less, Mo concentration in tempered martensite can be promoted.
  • the cold-rolled steel sheet obtained through the above-mentioned hot rolling step and cold rolling step is subjected to Ac at 3 points or more for 10 seconds or more and 240 seconds or more. After that, it is preferable to carry out a homogenization treatment in which the temperature is kept below and then cooled to a temperature range of 450 ° C. or less at an average cooling rate of 2 ° C./sec or more and 200 ° C./sec or less.
  • the steel sheet that has been subjected to the first annealing is heated, and is held in a temperature range of 600 ° C. or more and less than the Ac 3 points for 5 seconds or more and 100,000 seconds or less to perform the second annealing.
  • the second annealing temperature below 3 points 600 ° C. or higher Ac, martensite tempering the can to the desired area ratio, the tensile strength increased, it is possible to improve the elongation properties.
  • the annealing time holding time
  • the heating to 600 ° C.
  • TS ⁇ EL tensile strength
  • a product (TS ⁇ EL) of a tensile strength of preferably 31900 MPa% or more and a total elongation (TS ⁇ EL) can be stably obtained, and a product of the tensile strength and a total elongation of 34000 MPa% or more and more preferably (TS ⁇ EL) can be obtained.
  • TS ⁇ EL can be obtained.
  • the annealing time (holding time) exceeds 100,000 seconds, the effect is saturated, so that the annealing time (holding time) is preferably set to 100,000 seconds or less. As described above, the annealing time (holding time) is preferably set to 5 seconds or more and 100000 seconds or less.
  • the temperature is preferably raised from 500 ° C. to 600 ° C. at an average heating rate of 2 to 15 ° C./sec.
  • Mo concentration in tempered martensite can be promoted.
  • the average heating rate in the temperature range of 500 ° C. to 600 ° C. is more preferably 3 ° C./sec or more.
  • Mo concentration in tempered martensite can be promoted.
  • the average heating rate is more preferably 12 ° C./sec or less.
  • the steel sheet is not plated after the above annealing, it may be cooled to room temperature. When plating on a steel sheet, the following is performed.
  • a hot-dip galvanized steel sheet is manufactured by applying hot-dip galvanizing to the surface of the steel sheet, the cooling after the above-mentioned annealing is stopped in a temperature range of 430 to 500 ° C., and then the cold-rolled steel sheet is immersed in a hot-dip galvanizing bath.
  • the conditions of the plating bath may be within a normal range. After the plating process, it may be cooled to room temperature.
  • An alloying process of hot-dip galvanizing is performed at a temperature. Alloying treatment conditions may be within a normal range.
  • the steel sheet according to the present embodiment can be obtained.
  • the obtained slab was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to produce a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.6 mm, and then the resulting hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled. A cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.2 mm was produced.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to heat treatment under the conditions shown in Table 3 to produce an annealed cold-rolled steel sheet.
  • the heat treatment of the cold rolled steel sheet was performed in a reducing atmosphere of 98% nitrogen and 2% hydrogen.
  • the second annealing temperature was 580 ° C., but the numerical value described in “Retention time at 600 ° C. or more and less than Ac 3 points in the second annealing” is the value at such a temperature. Indicates the retention time.
  • annealed cold rolled steel sheets After the final annealing, cooling after annealing was stopped at 460 ° C, and the cold rolled steel sheets were immersed in a 460 ° C hot-dip galvanizing bath for 2 seconds to melt. A zinc plating process was performed. The conditions of the plating bath are the same as the conventional one. When the alloying treatment described below was not performed, the temperature was maintained at 460 ° C. and then cooled to room temperature at an average cooling rate of 10 ° C./sec.
  • Some examples of the annealed cold-rolled steel sheets were subjected to a hot dip galvanizing treatment, and then to an alloying treatment without cooling to room temperature.
  • the alloy was heated to 520 ° C. and held at 520 ° C. for 5 seconds to perform an alloying treatment, and then cooled to room temperature at an average cooling rate of 10 ° C./sec.
  • the area ratio of the tempered martensite was calculated from the structure observation by a scanning electron microscope (SEM) based on the above-mentioned observation method.
  • the area ratio of the retained austenite and fresh martensite was calculated from the structure observation by a scanning electron microscope and the X-ray diffraction measurement.
  • the L section of the steel sheet cut in parallel to the rolling direction is mirror-polished, and then the microstructure is revealed with 3% nital.
  • the microstructure at a quarter position from the surface is obtained with a scanning electron microscope at a magnification of 5000 times.
  • the area ratio of tempered martensite and the total area ratio of retained austenite and fresh martensite were calculated by image analysis (Photoshop (registered trademark)) in a range of 0.1 mm ⁇ 0.3 mm. Furthermore, a test piece having a width of 25 mm and a length of 25 mm was cut out from the obtained steel sheet, and the test piece was subjected to chemical polishing to reduce the thickness of the test piece by 4 minute. X-ray diffraction analysis using a Co tube was performed three times, the obtained profiles were analyzed, and the respective profiles were averaged to calculate the area ratio of retained austenite. The area ratio of fresh martensite was calculated by subtracting the area ratio of retained austenite from the total area ratio of retained austenite and fresh martensite.
  • the value obtained by dividing the Mo concentration in the tempered martensite by the average Mo concentration was calculated from the analysis by a field emission electron beam microanalyzer (FE-EPMA).
  • FE-EPMA field emission electron beam microanalyzer
  • the L section of the steel sheet cut in parallel to the rolling direction is mirror-polished with a diamond buff, then polished with alumina, and accelerated by FE-EPMA at an accelerating voltage of 15 kV, with a measurement interval of 0.2 ⁇ m over a range of 20 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m.
  • the Mo concentration at each measurement point was measured, and the average Mo concentration in that range was calculated.
  • ten points of tempered martensite in the range were selected, and the average value of ten points was defined as the Mo concentration in the tempered martensite.
  • the fracture surface of the sample after the tensile test was observed with an electron microscope, and a steel plate having a cleavage fracture surface or a brittle fracture surface including a grain boundary fracture surface was evaluated as poor, and a sample without a brittle fracture surface was evaluated as good. Further, a V-bending test was separately performed. In the bending test, a test piece having a width of 15 mm (in the direction of the bending ridge line) and a length of 50 mm was pushed into a V-block using a V-shaped punch having a tip angle of 90 degrees and a tip R of 5 times the plate thickness. Thereafter, the bending ridge line was observed, and the case where there was no crack in the ridge line was regarded as having good bending property.
  • Table 4 shows the results of the above evaluations. It shows a tensile strength (TS) of 1320 MPa or more and a product of a tensile strength of 26000 MPa% or more and total elongation (TS ⁇ EL), and a steel sheet having a good fracture surface appearance has excellent elongation characteristics, high strength and tensile strength.
  • the steel sheet was evaluated as a steel sheet that sometimes caused ductile fracture with constriction.
  • Example Nos. 14 and 18 ferrite and unrecrystallized ferrite were observed in addition to tempered martensite, retained austenite, and fresh martensite. Further, among the steel sheets of the examples, those having an area ratio of fresh martensite of 30% or less did not crack during the V-bending test and had good bendability.

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Abstract

優れた伸び特性及び高強度を有し、さらに、くびれを伴う延性破壊が生じる含有Ｍｎ濃度の高い鋼板を提供する。　Ｃ、Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌ及びＭｏを所定量含み、さらに質量％でＭｎ：４．００％超９．００％未満及びＢ：０．０００３％以上０．０１０％以下、Ｐ：０．０２３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０５０％未満、Ｏ：０．０２０％未満、及び任意に選択される元素を含有し、Ｍｎ及びＭｏを、２５≦［Ｍｎ］／［Ｍｏ］≦１５０を満たす範囲に制限し、式中［Ｍｎ］及び［Ｍｏ］はＭｎ及びＭｏの含有量（質量％）であり、残部が鉄および不純物であり、Ｌ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積率で４０％以上９０％以下の焼き戻しマルテンサイトを含み、焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度が、鋼板の平均Ｍｏ含有量の１．０３倍以上１．１５倍以下であること特徴とする鋼板。

Description

鋼板
　本開示は、優れた延性を有する鋼板に関係し、具体的には優れた伸び特性及び高強度を有し、さらに、引張り時にくびれを伴う延性破壊が生じる含有Ｍｎ濃度の高い鋼板に関係する。
　自動車の車体及び部品等の、軽量化と安全性との両方を達成するために、これらの素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、伸びが低下し、鋼板の成形性が損なわれる。したがって、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、相反する特性である強度と成形性との両方を高める必要がある。
　引張強度と伸びとを向上させるために、これまでに、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した、いわゆるＴＲＩＰ鋼が提案されている（例えば、特許文献１）。
　残留オーステナイトは、Ｃをオーステナイト中に濃化させることによって、オーステナイトが室温でも他の組織に変態しないようにすることによって得られる。オーステナイトを安定化させる技術として、Ｓｉ及びＡｌ等の炭化物析出抑制元素を鋼板に含有させて、鋼板の製造段階において鋼板に生じるベイナイト変態の間にオーステナイト中にＣを濃化させることが提案されている。この技術では、鋼板に含有させるＣ含有量が多ければ、オーステナイトがさらに安定化し、残留オーステナイト量を増やすことができ、その結果、強度と伸びとの両方が優れた鋼板を造ることができる。しかしながら、鋼板が構造部材に使用される場合、鋼板に溶接が行われることが多いが、鋼板中のＣ含有量が多いと溶接性を十分確保することが困難となり、構造部材として使用することに制限がかかる。したがって、より少ないＣ含有量で、鋼板の強度と伸びとの両方を向上することが望まれている。
　Ｃ含有量が上記ＴＲＩＰ鋼よりも少なく、さらに、残留オーステナイト量が上記ＴＲＩＰ鋼よりも多く、強度と延性とが上記ＴＲＩＰ鋼を超える鋼板として、４．０質量％超のＭｎを添加した鋼が提案されている（例えば、非特許文献１）。
　特許文献２には、３．５質量％以上のＭｎを添加した鋼板であって、フェライトを面積率（面積％）で３０～８０％に制御することによって引張強度及び伸び性が優れる鋼板が開示されている。
特開平５－５９４２９号公報 特開２０１２－２３７０５４号公報
古川敬、松村理、熱処理、日本国、日本熱処理協会、平成９年、第３７号巻、第４号、ｐ．２０４
　自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、溶接性を低下させずに、相反する特性である強度と成形性とを確保することが望まれる。具体的には、優れた伸び特性及び高強度を有することが望まれる。
　しかしながら、例えば上述した特許文献１及び特許文献２並びに非特許文献１に開示されているような４．０％超のＭｎを含有する鋼においては、粒界及び異相界面が脆弱になると考えられ、引張り時にくびれがほとんど生じずに、脆性的に破壊しやすくなる。そのため、引張強度及び伸びが良好でも、実質的な引張特性については改善の余地が残る。
　したがって、優れた伸び特性及び高強度を有し、さらに、引張り時にくびれを伴う延性破壊が生じる含有Ｍｎ濃度の高い鋼板が望まれている。
　含有Ｍｎ濃度の高い鋼板において、優れた伸び特性及び高強度を確保し、さらに、くびれを伴う延性破壊を生じさせるために、本発明者らは、含有Ｍｎ濃度の高い鋼板のＰ含有量を０．０２３質量％以下、Ｍо含有量を０．０３０質量％以上０．５００質量％以下、及びＢ含有量を０．０００３質量％以上０．０１０質量％以下の範囲に制御し、さらに、Ｍｎ含有量とＭｏ含有量との比を特定範囲に制御することが有効であると知見した。
　本開示の鋼板は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　（１）質量％で、
　Ｃ：０．１８％超０．４５％未満、
　Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満、
　Ｍｎ：４．００％超９．００％未満、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．００％未満、
　Ｍｏ：０．０３０％以上０．５００％以下、
　Ｂ：０．０００３％以上０．０１０％以下、
　Ｐ：０．０２３％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ｎ：０．０５０％未満、
　Ｏ：０．０２０％未満、
　Ｃｒ：０．００％以上２．００％未満、
　Ｗ：０．００％以上２．００％以下、
　Ｃｕ：０．００％以上２．００％以下、
　Ｎｉ：０．００％以上２．００％以下、
　Ｔｉ：０．０００％以上０．３００％以下、
　Ｎｂ：０．０００％以上０．３００％以下、
　Ｖ：０．０００％以上０．３００％以下、
　Ｃａ：０．０００％以上０．０１０％以下、
　Ｍｇ：０．０００％以上０．０１０％以下、
　Ｚｒ：０．０００％以上０．０１０％以下、
　ＲＥＭ：０．０００％以上０．０１０％以下、
　Ｓｂ：０．０００％以上０．０５０％以下、
　Ｓｎ：０．０００％以上０．０５０％以下、及び
　Ｂｉ：０．０００％以上０．０５０％以下を含有し、
　さらに、Ｍｎ及びＭｏを式（１）：
　２５≦［Ｍｎ］／［Ｍｏ］≦１５０　　　（１）
　を満たす範囲に制限し、式中、［Ｍｎ］及び［Ｍｏ］はそれぞれ、Ｍｎ及びＭｏの含有量（質量％）であり、
　残部が鉄および不純物であり、
　Ｌ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積率で、４０％以上９０％以下の焼き戻しマルテンサイトを含み、
　前記焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度が、鋼板の平均Ｍｏ含有量の１．０３倍以上１．１５倍以下である
　こと特徴とする鋼板。
　（２）質量％で、
　Ｃｒ：０．０１％以上２．００％未満、
　Ｗ：０．０１％以上２．００％以下、
　Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、及び
　Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下
　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
　（３）質量％で、
　Ｔｉ：０．００５％以上０．３００％以下、
　Ｎｂ：０．００５％以上０．３００％以下、及び
　Ｖ：０．００５％以上０．３００％以下
　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
　（４）質量％で、
　Ｃａ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
　Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
　Ｚｒ：０．０００１％以上０．０１００％以下、及び
　ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１００％以下
　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）～（３）のいずれかに記載の鋼板。
　（５）質量％で、
　Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５００％以下、
　Ｓｎ：０．０００５％以上０．０５００％以下、及び
　Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５００％以下
　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）～（４）のいずれかに記載の鋼板。
　（６）前記鋼板のＬ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積率で、１５％以上７５％以下の残留オーステナイトを含むことを特徴とする、上記（１）～（５）のいずれかに記載の鋼板。
　（７）前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする、上記（１）～（６）のいずれかに記載の鋼板。
　（８）前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする、上記（１）～（６）のいずれかに記載の鋼板。
　本開示によれば、優れた伸び特性及び高強度を有し、さらに、くびれを伴う延性破壊が生じる含有Ｍｎ濃度の高い鋼板を提供することができる。
　本発明者らは、鋭意研究を行った結果、含有Ｍｎ濃度の高い鋼板のＰ含有量を０．０２３質量％以下、Ｍо含有量を０．０３０質量％以上０．５００質量％以下、及びＢ含有量を０．０００３質量％以上０．０１０質量％以下の範囲に制御し、さらに、Ｍｎ含有量とＭｏ含有量との比を特定範囲に制御することが有効であると知見した。
　Ｐ含有量を上記範囲に制限し、Ｍｏ含有量及びＢ含有量を上記範囲とし、Ｍｎ含有量とＭｏ含有量との比を特定範囲に制御することで、焼き戻しマルテンサイト粒内にＭｏが拡散及び濃化しつつ、ＢがＰよりも先に粒界偏析することでＰが粒界に偏析することを防ぐ。さらにはＭｏによる強度向上効果が得られ、粒界脆化が抑制され、破断特性も改善する。これにより、優れた伸び特性及び高強度を有し、さらに、引張り時にくびれを伴う延性破壊が生じる含有Ｍｎ濃度の高い鋼板を得ることができる。このような鋼板は、上述した先行技術文献には何ら開示及び示唆がされておらず、従来よりも優れた自動車構造部材用の鋼板を得ることができる。
　以下、本開示の鋼板の実施形態の例を説明する。
　１．化学組成
　本開示の鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は特に断りがない限り質量％を意味する。
　（Ｃ：０．１８％超０．４５％未満）
　Ｃは、鋼の強度と伸び特性とを高めるために、極めて重要な元素である。十分な引張強度を得るためには、０．１８％超のＣ含有量が必要となる。一方、Ｃを過剰に含有すると鋼板の溶接性を損なうので、Ｃ含有量の上限を０．４５％未満とした。引張強度と全伸びとを高める点から、Ｃ含有量の下限値は、好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２４％以上である。また、Ｃ含有量の下限値を０．２４％以上にすると、面積率で、残留オーステナイトが２０％以上となる。さらに、Ｃ含有量の下限値を０．２４％以上にし、かつ、後述するＢ含有量を０．０００５％以上０．００４０％以下に制御することで、引張強度と全伸びとの積をさらに向上させることができる。Ｃ含有量の上限値は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下であり、Ｃ含有量の上限値を上記範囲にすることによって、鋼板の溶接性をより高めることができる。
　（Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満）
　Ｓｉは、セメンタイトの析出と粗大化とを抑制し、焼鈍中に生成するオーステナイトを制御しやすくする作用も有する。上記効果を得るために、０．００１％以上のＳｉ含有量が必要となる。Ｓｉ含有量の下限値は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．４０％以上である。また、Ｓｉの含有量が１．００％以上になると、強度－延性バランスを保ちつつ疲労特性を向上させることができるので、Ｓｉ含有量の下限値は、さらに好ましくは１．００％以上である。一方、Ｓｉを過剰に含有すると鋼板のメッキ性や化成処理性を損なうので、Ｓｉ含有量の上限値を３．５０％未満とした。さらに、Ｓｉ含有量の上限値は、好ましくは３．００％以下、より好ましくは２．５０％以下である。
　（Ｍｎ：４．００％超９．００％未満）
　Ｍｎは、引張強度と全伸びとを高める元素である。４．００％超のＭｎを含有させることで、引張強度及び引張強度と全伸びとの積を向上することができる。また、本開示の鋼板においては、Ｍｎをオーステナイト中に分配させ、よりオーステナイトを安定化させる。Ｍｎ含有量の下限値は、好ましくは４．３０％以上、より好ましくは４．８０％以上である。Ｍｎの含有量が５．４０％以上になると、面積率で、残留オーステナイトが２０％以上になるので、Ｍｎ含有量の下限値は、さらに好ましくは５．４０％以上となる。すなわち、Ｃが０．２４％以上、および／またはＭｎが５．４０％以上含有されていれば、面積率で、残留オーステナイトが２０％以上となる。Ｍｎの含有量は、さらにより好ましくは６．００％以上である。Ｍｎの含有量が６．００％以上であれば、面積率で、残留オーステナイトが３０％以上となり、機械特性がさらに向上する。一方、鋼板がＭｎを過剰に含有すると延性を損なわれ、脆性的に破壊するので、Ｍｎ含有量の上限を９．００％未満とした。Ｍｎ含有量の上限値は、好ましくは８．５０％以下、より好ましくは８．２０％以下である。Ｍｎ含有量の下限値及び上限値を上記範囲にすることによって、さらにオーステナイトを安定化させることができる。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．００％未満）
　Ａｌは、脱酸剤であり、０．００１％以上含有させる必要がある。また、Ａｌは、焼鈍時の二相温度域を広げるため、材質安定性を高める作用も有する。Ａｌの含有量が多いほどその効果は大きくなるが、Ａｌを過剰に含有させると、鋳造性などの劣化を招くので、ｓｏｌ．Ａｌの上限を２．００％未満とした。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限値は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の上限値は、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限値及び上限値を上記範囲にすることによって、脱酸効果及び材質安定向上効果と、鋳造性とのバランスがより良好になる。本明細書にいう「ｓｏｌ．Ａｌ」は、「酸可溶性Ａｌ」を意味する。
　（Ｍｏ：０．０３０％以上０．５００％以下）
　Ｍｏは、脆性的な破壊を抑制するために、極めて重要な元素である。脆性的な破壊を抑制するために、０．０３０％以上のＭｏ含有量が必要となり、さらに、後述するように、Ｍｎ含有量とＭｏ含有量との比を制御することが必要になる。一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、その効果が飽和するので、コストの点から、Ｍｏ含有量の上限を０．５００％以下とした。
　（Ｂ：０．０００３％以上０．０１０％以下）
　Ｂは、優れた伸び特性を発現させるために、極めて重要な元素である。Ｂによる粒界強化の効果を発揮させるためには、０．０００３％以上のＢ含有量が必要となる。一方、Ｂを過剰に含有すると靭性を損なうので、Ｂ含有量の上限を０．０１０％以下とした。Ｂ含有量の下限値は、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上である。Ｃ含有量が０．２４％以上である場合、Ｂ含有量の下限値を、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上とすることで、引張強度と全伸びとの積をさらに向上させることができる。Ｂ含有量の上限値は、好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
　本開示の鋼板は、Ｍｏ及びＢの両方を上記所定範囲で含むので、高強度を有し且つ優れた強度延性バランスを備える。Ｍｏ及びＢの両方を含むことにより、旧オーステナイト粒界のＢ偏析を促進し且つ旧オーステナイト粒界のＰ偏析を抑制して、粒界の破壊強度を著しく高める相互作用を有する。
　（Ｐ：０．０２３％以下）
　Ｐは不純物であり、鋼板がＰを過剰に含有すると、靭性や溶接性を損なうだけでなく、Ｂの添加による粒界脆化抑制効果を阻害する。したがって、Ｐ含有量の上限を０．０２３％以下とする。Ｐ含有量の上限値は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１２％以下である。本実施形態に係る鋼板はＰを必要としないので、Ｐを実質的に含有しなくてもよく、Ｐ含有量の下限値は０．０００％である。Ｐ含有量の下限値は０．０００％超または０．００１％以上でもよいが、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。
　（Ｓ：０．０１０％以下）
　Ｓは不純物であり、鋼板がＳを過剰に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、曲げ性及び穴広げ性などの成形性の劣化を招く。したがって、Ｓ含有量の上限を０．０１０％以下とする。Ｓ含有量の上限値は、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００３％以下である。本実施形態に係る鋼板はＳを必要としないので、Ｓを実質的に含有しなくてもよく、Ｓ含有量の下限値は０．０００％である。Ｓ含有量の下限値を０．０００％超または０．００１％以上としてもよいが、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。
　（Ｎ：０．０５０％未満）
　Ｎは不純物であり、鋼板が０．０５０％以上のＮを含有すると靭性を損なう。したがって、Ｎ含有量の上限を０．０５０％未満とする。Ｎ含有量の上限値は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００６％以下である。本実施形態に係る鋼板はＮを必要としないので、Ｎを実質的に含有しなくてもよく、Ｎ含有量の下限値は０．０００％である。Ｎ含有量の下限値を０．０００％超または０．００１％以上としてもよいが、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。
　（Ｏ：０．０２０％未満）
　Ｏは不純物であり、鋼板が０．０２０％以上のＯを含有すると延性の劣化を招く。したがって、Ｏ含有量の上限を０．０２０％未満とする。Ｏ含有量の上限値は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。本実施形態に係る鋼板はＯを必要としないので、Ｏを実質的に含有しなくてもよく、Ｏ含有量の下限値は０．０００％である。Ｏ含有量の下限値を０．０００％超または０．００１％以上としてもよいが、Ｏ含有量は少ないほど好ましい。
　「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　Ｍｎ含有量をＭｏ含有量で除したＭｎ含有量とＭｏ含有量との比［Ｍｎ］／［Ｍｏ］は、前述したように、引張強度が１３２０ＭＰａ以上において、伸び特性を損なうことなく、脆性的な破壊を抑制するために、極めて重要である。
　Ｍｎ及びＭｏを式（１）：
　２５≦［Ｍｎ］／［Ｍｏ］≦１５０　　　（１）
　を満たす範囲に制限する。式（１）において、［Ｍｎ］及び［Ｍｏ］はそれぞれ、Ｍｎ及びＭｏの含有量（質量％）である。
　十分な引張強度と全伸びを得るためには、［Ｍｎ］／［Ｍｏ］を２５以上に制御することが必要になる。一方、過剰なＭｎの偏析、または、Ｐの偏析による脆性的な破壊を抑制するために、［Ｍｎ］／［Ｍｏ］を１５０以下に制御することが必要になる。
　本実施形態の鋼板は、更に、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。しかしながら、本実施形態に係る鋼板はＣｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉを必要としないので、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉを含有しなくてもよい、すなわち含有量の下限値は０％であってもよい。本明細書にいうＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ、およびランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭ含有量とは、ＲＥＭが１種の場合はその含有量、２種以上の場合はそれらの合計含有量を指す。また、ＲＥＭは一般的には複数種のＲＥＭの合金であるミッシュメタルとしても供給されている。このため、個別の元素を１種または２種以上添加してＲＥＭ含有量が上記の範囲となるように含有させてもよいし、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭ含有量が上記の範囲となるように含有させてもよい。
　（Ｃｒ：０．００％以上２．００％未満）
　（Ｗ：０．００％以上２．００％以下）
　（Ｃｕ：０．００％以上２．００％以下）
　（Ｎｉ：０．００％以上２．００％以下）
　Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉはそれぞれ、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではないので含まれなくてもよく、それぞれの含有量は０．００％以上である。しかしながら、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼板の強度を向上させる元素であるので、含有されてもよい。鋼板の強度向上効果を得るために、鋼板は、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれを０．０１％以上含有してもよい。しかしながら、鋼板がこれらの元素を過剰に含有すると、熱延時の表面傷が生成しやすくなり、さらには、熱延鋼板の強度が高くなりすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれの含有量の上限値を２．００％以下とする。
　（Ｔｉ：０．０００％以上０．３００％以下）
　（Ｎｂ：０．０００％以上０．３００％以下）
　（Ｖ：０．０００％以上０．３００％以下）
　Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではないので含まれなくてもよく、それぞれの含有量は０．０００％以上である。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成する元素であるので、鋼板の強度向上に有効である。したがって、鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有してもよい。鋼板の強度向上効果を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの含有量の下限値を０．００５％以上とすることが好ましい。一方で、これらの元素を過剰に含有させると、熱延鋼板の強度が上昇しすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの含有量の上限値を０．３００％以下とする。
　（Ｃａ：０．０００％以上０．０１０％以下）
　（Ｍｇ：０．０００％以上０．０１０％以下）
　（Ｚｒ：０．０００％以上０．０１０％以下）
　（ＲＥＭ：０．０００％以上０．０１０％以下）
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭ（希土類金属）は、本開示の鋼板に必須の元素ではないので含まれなくてもよく、それぞれの含有量は０．０００％以上である。しかしながら、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭは、鋼板の局部延性及び穴広げ性を向上させる。この効果を得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの含有量の下限値を好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．００１％以上とする。しかし、過剰量のこれら元素は、鋼板の加工性を劣化させるので、これら元素それぞれの含有量の上限を０．０１０％以下とし、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上の元素の含有量の合計を０．０３０％以下とすることが好ましい。
　（Ｓｂ：０．０００％以上０．０５０％以下）
　（Ｓｎ：０．０００％以上０．０５０％以下）
　（Ｂｉ：０．０００％以上０．０５０％以下）
　Ｓｂ、Ｓｎ、及びＢｉは、本開示の鋼板に必須の元素ではないので含まれなくてもよく、それぞれの含有量は０．０００％以上である。しかしながら、Ｓｂ、Ｓｎ、及びＢｉは、鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、及び／又はＡｌ等の易酸化性元素が鋼板表面に拡散され酸化物を形成することを抑え、鋼板の表面性状やめっき性を高める。この効果を得るために、Ｓｂ、Ｓｎ、及びＢｉからなる群から選択される１種又は２種以上の元素それぞれの含有量の下限値を好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上とする。一方、これら元素それぞれの含有量が０．０５０％を超えると、その効果が飽和するので、これら元素それぞれの含有量の上限値を０．０５０％以下とした。
　２．金属組織
　次に、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。
　（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の焼き戻しマルテンサイトの面積率：４０％以上９０％以下）
　本実施形態に係る鋼板のＬ断面において表面から厚みの１／４位置（１／４ｔ部ともいう）における金属組織は、面積率で、４０％以上９０％以下の焼き戻しマルテンサイトを含む。焼き戻しマルテンサイトの面積率は、焼鈍の条件によって変化し、強度、均一伸び特性、穴広げ性などの材質に影響を与える。Ｌ断面とは、板厚方向と圧延方向に平行に鋼板の圧延方向の中心軸を通るように切断した面をいう。
　焼き戻しマルテンサイトは、鋼板の強度を高め、靭性を向上させる組織である。強度と靭性との両方を好ましく保つために、焼き戻しマルテンサイトの面積率を４０～９０％とする。焼き戻しマルテンサイトの面積率が４０％未満だと、十分な強度－延性バランスを確保できない。一方、焼き戻しマルテンサイトの面積率が９０％を超えると、所望の引張強度を得ることが困難となる。焼き戻しマルテンサイトの含有量の下限値は好ましくは５０％以上である。焼き戻しマルテンサイトの含有量の上限値は、好ましくは８５％以下である。
　（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の残留オーステナイトの面積率：１５％以上７５％以下）
　本実施形態に係る鋼板のＬ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織は、面積率で、１５％以上７５％以下の残留オーステナイトを含むことが好ましい。残留オーステナイトの面積率は、焼鈍の条件によって変化し、強度、均一伸び特性、穴広げ性などの材質に影響を与える。
　残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって鋼板の延性、特に鋼板の均一伸び特性を高める組織である。残留オーステナイトは、引張変形を伴う張出し、絞り、伸びフランジ、または曲げ加工によってマルテンサイトに変態し得るので、鋼板の各種加工性だけでなく、鋼板の強度の向上にも寄与する。これら効果を得るために、残留オーステナイトの面積率の下限値は、好ましくは１５％以上、より好ましくは２０％以上、さらに好ましくは３０%以上とする。残留オーステナイトの面積率を高めれば、より優れた伸び特性がより高強度でも維持されるようになる。
　残留オーステナイトの面積率は高いほど好ましい。しかしながら、上述した化学成分を有する鋼板では、面積率で７５％が残留オーステナイトの含有量の上限となる。９．０％超のＭｎを含有させれば、残留オーステナイトを面積率で７５％超にすることができるが、この場合、鋼板の延性や鋳造性が損なわれる。また、残留オーステナイトの面積率は、水素脆性の観点を考慮すると、６０％以下が好ましく、５０％以下がより好ましく、４５％以下がさらに好ましい。
　焼き戻しマルテンサイトの面積率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による組織観察から算出される。鋼板のＬ断面を鏡面研磨した後に、３％ナイタール（３％硝酸―エタノール溶液）で腐食し、倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡で、表面から１／４位置における金属組織を観察する。
　残留オーステナイトの面積率はＸ線回折法により測定される。フレッシュマルテンサイト（即ち、焼き戻しされていないマルテンサイト）の面積率も算出する場合は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の観察において、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの区別が難しいので、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトの面積率は、次の方法で測定する。鋼板のＬ断面を鏡面研磨した後に、３％ナイタール（３％硝酸―エタノール溶液）で腐食し、倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡で、鋼板の表面から厚みの１／４位置のミクロ組織を観察して、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計の面積率を測定する。次いで、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計の面積率からＸ線回折法で測定された残留オーステナイトの面積率を差し引いて、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出する。
　本実施形態に係る鋼板の金属組織は、焼き戻しマルテンサイト及び残留オーステナイト以外に、フェライト、ベイナイト、及びフレッシュマルテンサイトを含んでいてもよい。フレッシュマルテンサイトは硬質の組織であるので、フレッシュマルテンサイトの含有量が少ないほど、鋼板の曲げ性や靭性が高くなる。したがって、フレッシュマルテンサイトの含有量の上限値は、曲げ性と靭性を確保する観点から、面積率で好ましくは３０％以下、より好ましくは２０％以下である。
　（焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度が、鋼板の平均Ｍｏ含有量の１．０３倍以上１．１５倍以下）
　本実施形態に係る鋼板においては、焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度は、鋼板の平均Ｍｏ含有量の１．０３倍以上１．１５倍以下である。焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度の測定は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察される１０点の焼き戻しマルテンサイトの組織のそれぞれに対して電子線プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）による元素分布に基づいて行い、各点におけるＭｏ濃度の測定結果の平均値を焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度とした。鋼板の平均Ｍｏ含有量は、鋼板の表面から厚みの１／４位置において、１０μｍの線長において０．１μｍ間隔で各点のＭｏ濃度を測定し、その平均値とした。破断特性を高め、さらに、延性を高めるためには、焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度が、鋼板のＭｏ含有量の１．０３倍以上である必要がある。１．０３倍未満である場合、脆性破壊しやすくなり、延性も著しく劣化する。鋼板のＭｏ含有量に対して、焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度は高いほど好ましい。焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度は、好ましくは鋼板のＭｏ含有量の１．０４倍以上であり、より好ましくは鋼板のＭｏ含有量の１．０５倍以上である。しかしながら、上述した化学成分を有する鋼板では、焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度がＭｏ含有量の１．１５倍が実質的に上限となる。このため、焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度がＭｏ含有量の１．１５倍を上限とする。
　３．機械特性
　次に、本実施形態に係る鋼板の機械特性について説明する。
　本実施形態に係る鋼板の引張強度は、好ましくは１３２０ＭＰａ以上、より好ましくは１４７０ＭＰａである。これは、鋼板を自動車の素材として使用する際、高強度化によって板厚を減少させ、軽量化に寄与するためである。鋼板の引張強度の上限は特に規定されないが、例えば１６００ＭＰａであってもよい。また、本実施形態に係る鋼板をプレス成形に供するためには、全伸びが優れることが望ましい。その場合、引張強度と全伸びの積は好ましくは２６０００ＭＰａ％以上、より好ましくは２８０００ＭＰａ％以上、さらに好ましくは３００００ＭＰａ％である。引張強度と全伸びとの積の上限は特に規定されないが、例えば４５０００ＭＰａ％以下であってもよい。さらに、引張試験において、くびれが発生し、試験片が延性破面を呈している。本開示の鋼板は上記のように、高強度及び良好な伸び特性も有し、さらには延性にも優れているので、ピラーやフロントサイドメンバーなどの自動車部品用途に最適である。
　４．製造方法
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、上述の化学組成を有する鋼を常法で溶製し、鋳造してスラブまたは鋼塊を作製し、これを加熱して熱間圧延し、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延し、焼鈍を施して製造する。
　熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインで行えばよい。焼鈍は、後述する条件を満たせば、焼鈍炉及び連続焼鈍ラインのどちらで行ってもよいが、好ましくは、後述する１回目の焼鈍及び２回目の焼鈍はいずれも、連続焼鈍ラインを用いて行うことができるので、生産性を向上することができる。１回目の焼鈍及び２回目の焼鈍は、好ましくは還元雰囲気で行われ、例えば窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行ってもよい。還元雰囲気で熱処理することにより、鋼板の表面にスケールが付着するのを防ぐことができ、酸洗浄を要せずにめっき工程にそのまま送ることができる。更に、冷延圧延後の鋼板に、スキンパス圧延を行ってもよい。
　本開示の鋼板の組織を得るためには、熱処理条件、特に焼鈍条件を、以下に示す範囲内で行うことが好ましい。
　本実施形態に係る鋼板が上述の化学組成を有する限り、溶鋼は、通常の高炉法で溶製されたものであってもよく、電炉法で作成された鋼のように、原材料がスクラップを多量に含むものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。
　上述のスラブまたは鋼塊を加熱し、熱間圧延を行う。熱間圧延に供する鋼材の温度は、１１００℃以上１３００℃以下とすることが好ましい。熱間圧延に供する鋼材の温度を１１００℃以上にすることにより、熱間圧延時の変形抵抗をより小さくすることができる。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃以下にすることにより、スケールロス増加による歩留まりの低下を抑制することができる。本明細書において、温度は、鋼板表面の中央位置で測定される温度である。
　熱間圧延前に１１００℃以上１３００℃以下の温度域に保持する時間は特に規定しないが、曲げ性を向上させるためには、３０分間以上とすることが好ましく、１時間以上にすることがさらに好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に保持する時間は、１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合には、加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。
　仕上圧延開始温度は７００℃以上１０００℃以下とすることが好ましい。仕上圧延開始温度を７００℃以上とすることにより、圧延時の変形抵抗を小さくすることができる。一方、仕上圧延開始温度を１０００℃以下にすることにより、粒界酸化による鋼板の表面性状の劣化を抑制することができる。
　仕上圧延を行って得られる熱延鋼板を冷却し、巻取り、コイルにする。焼鈍後の鋼板における脆化元素であるＰの粒界偏析を抑制するために、仕上圧延を行った熱延鋼板を１０℃／秒以上で７００℃以下に冷却することが好ましい。冷却後の巻取温度は７００℃以下とすることが好ましい。巻取温度を７００℃以下にすることによって、内部酸化が抑制され、その後の酸洗が容易になる。巻取温度は、より好ましくは６５０℃以下であり、さらに好ましくは６００℃以下である。巻取温度の下限は特に規定しないが、例えば室温でもよい。冷間圧延時の破断をより抑制するために、室温まで冷却された後、冷間圧延前に３００℃以上７００℃以下で熱延板を焼き戻してもよい。
　熱延鋼板は、常法により酸洗を施された後に、冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされる。
　冷間圧延の前であって酸洗の前または後に０％超～５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の点で有利となるので好ましい。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、化成処理性やめっき処理性を向上させる効果がある。
　焼鈍後の鋼板の組織を微細化する観点から、冷間圧延の圧下率は２０％以上とすることが好ましい。冷間圧延中の破断を抑制する観点から、冷間圧延の圧下率は７０％以下とすることが好ましい。
　上記熱間圧延工程及び冷間圧延工程を経て得られた冷延鋼板をＡｃ3点以上に加熱して１回目の焼鈍を行う。Ａｃ3点以上に加熱することにより、焼き戻しマルテンサイトの面積率を所望の値に制御することができる。ここで、Ｃ：０．０５％～０．５％、Ｓｉ：０％～３．５％、Ｍｎ：０～９．０％、及びＡｌ：０～２．０％を含有する複数種類の冷延鋼板について加熱速度０．５～５０℃／秒においてＡｃ3点を計測し検討した結果、Ａｃ3点として以下の式：
　Ａｃ3＝９１０－２００√Ｃ＋４４Ｓi－２５Ｍｎ＋４４Ａｌ
　が得られ、この式を用いてＡｃ3点を算出することができる。
　Ａｃ3点以上に加熱するときに、６４０℃～７４０℃の温度範囲を２～１０℃／秒の平均加熱速度で昇温する。平均加熱速度を２℃／秒以上にすることにより、粒界酸化による鋼板の表面性状の劣化を抑制することができる。一方、平均加熱速度を１０℃／秒以下にすることにより、焼き戻しマルテンサイト中へのＭｏ濃化を促進することができる。
　焼き戻しマルテンサイトを適正に確保しつつ、残留オーステナイトを生成するためには、上記熱間圧延工程及び冷間圧延工程を経て得られた冷延鋼板を、Ａｃ3点以上で１０秒以上２４０秒以下保持し、その後に、平均冷却速度２℃／秒以上２００℃／秒以下で４５０℃以下の温度域まで冷却する均質化処理することが好ましい。
　１回目の焼鈍を行った鋼板を加熱して、６００℃以上Ａｃ3点未満の温度域で５秒以上１０００００秒以下保持して２回目の焼鈍を行う。
　２回目の焼鈍温度を６００℃以上Ａｃ3点未満にすることにより、焼き戻しマルテンサイトを所望の面積率にすることができ、引張強度を高め、伸び特性を向上することができる。一方、セメンタイトを溶解させ、引張強度を安定して確保する観点から、焼鈍時間（保持時間）を５秒以上とすることが好ましい。なお、６００℃以上Ａｃ3点未満の温度域での保持時間を１００００秒以上とする加熱によって、伸び特性は著しく向上し、より優れた伸び特性が得られやすくなり、１４００ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有しつつ、好ましくは３１９００ＭＰａ％以上の引張強度と全伸びとの積（ＴＳ×ＥＬ）を安定して得ることができ、より好ましくは３４０００ＭＰａ％以上の引張強度と全伸びとの積（ＴＳ×ＥＬ）を得ることができる。しかし、焼鈍時間（保持時間）が１０００００秒を超えると、その効果が飽和するので、焼鈍時間（保持時間）を１０００００秒以下にすることが好ましい。このように、焼鈍時間（保持時間）は５秒以上１０００００秒以下にすることが好ましい。
　２回目の焼鈍において鋼板を６００℃以上に加熱するときに、好ましくは５００℃～６００℃の温度範囲を２～１５℃／秒の平均加熱速度で昇温する。このような平均加熱速度で昇温することにより、焼き戻しマルテンサイト中へのＭｏ濃化を促進することができる。平均加熱速度を２℃／秒以上にすることにより、セメンタイト中へのＭｎ濃化を抑制することができる。生産性の観点から、５００℃～６００℃の温度範囲の平均加熱速度は、より好ましくは３℃／秒以上である。一方、平均加熱速度を１５℃／秒以下にすることにより、焼き戻しマルテンサイト中へのＭｏ濃化を促進することができる。Ｍｏ濃化をより一層促進させるために、平均加熱速度は、より好ましくは１２℃／秒以下である。
　上記焼鈍後の冷却は、鋼板にめっきしない場合には、そのまま室温まで行われればよい。また、鋼板にめっきする場合には、以下のようにする。
　鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記焼鈍後の冷却を４３０～５００℃の温度範囲で停止し、次いで冷延鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行う。めっき浴の条件は通常の範囲内とすればよい。めっき処理後は室温まで冷却すればよい。
　鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施した後、鋼板を室温まで冷却する前に、４５０～６２０℃の温度で溶融亜鉛めっきの合金化処理を行う。合金化処理条件は、通常の範囲内とすればよい。
　以上のように鋼板を製造することによって、本実施形態に係る鋼板を得ることができる。
　本開示の鋼板を、例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、以下の例は本開示の鋼板の例であり、本開示の鋼板は以下の例の態様に限定されるものではない。
　１．評価用鋼板の製造
　表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブを得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、２．６ｍｍ厚の熱延鋼板を製板し、次いで、得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延して、１．２ｍｍ厚の冷延鋼板を製板した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた冷延鋼板について、表３に示す条件の熱処理を施して焼鈍冷延鋼板を作製した。冷延鋼板の熱処理は、窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行った。なお、例番号１２については、２回目の焼鈍温度が５８０℃であるが、「２回目の焼鈍における６００℃以上Ａｃ3点未満での保持時間」に記載されている数値は、かかる温度での保持時間を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　一部の焼鈍冷延鋼板例については、最終の焼鈍を行った後、焼鈍後の冷却を４６０℃で停止し、冷延鋼板を４６０℃の溶融亜鉛のめっき浴に２秒間浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行った。めっき浴の条件は従来のものと同じである。後述する合金化処理を施さない場合、４６０℃の保持後に、平均冷却速度１０℃／秒で室温まで冷却した。
　一部の焼鈍冷延鋼板例については、溶融亜鉛めっき処理を行った後に、室温に冷却せずに、続いて合金化処理を施した。５２０℃まで加熱し、５２０℃で５秒間保持して合金化処理を行い、その後、平均冷却速度１０℃／秒で室温まで冷却した。
　このようにして得られた焼鈍冷延鋼板を伸び率０．１％で調質圧延し、各種評価用鋼板を準備した。
　２．評価方法
　各例で得られた焼鈍冷延鋼板について、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、及びフレッシュマルテンサイトの面積率、Ｍｏ濃度に対するＭｎ濃度の比率［Ｍｎ］／［Ｍｏ］、引張強度、並びに全伸びを評価した。各評価の方法は次のとおりである。
　焼き戻しマルテンサイトの面積率は、先述した観察方法に基づき、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による組織観察から算出した。残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率は、走査型電子顕微鏡による組織観察及びＸ線回折測定から算出した。鋼板を圧延方向に平行に切断したＬ断面について、鏡面研磨を行い、次いで３％ナイタールによりミクロ組織を現出させて、倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡で、表面から１／４位置におけるミクロ組織を観察し、０．１ｍｍ×０．３ｍｍの範囲について画像解析（Ｐｈｏｔｏｓｈоｐ（登録商標））により、焼き戻しマルテンサイトの面積率及び残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率を算出した。さらに、得られた鋼板から幅２５ｍｍ、長さ２５ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して板厚１／４分を減厚し、化学研磨後の試験片の表面に対して、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折分析を３回実施し、得られたプロファイルを解析し、それぞれを平均して残留オーステナイトの面積率を算出した。残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率から残留オーステナイトの面積率を差し引いて、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出した。
　焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度を平均Ｍｏ濃度で除した値は、電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）による分析から算出した。鋼板を圧延方向に平行に切断したＬ断面について、ダイヤモンドバフによる鏡面研磨後、アルミナ研磨を行い、ＦＥ－ＥＰＭＡにより、加速電圧１５ｋＶとし、２０μｍ×２０μｍの範囲について、測定間隔を０．２μｍとし、各測定点のＭｏ濃度を測定し、その範囲における平均Ｍｏ濃度を算出した。さらに、その範囲の焼き戻しマルテンサイトを１０点選択し、１０点の平均値を焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度とした。
　（機械的性質）
　鋼板の圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片３枚を採取し、それぞれの試験片から引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）を測定した。引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定される方法で行った。全伸びの測定は、ＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定される方法で行った。引張強度、及び引張強度と全伸びとの積（ＴＳ×ＥＬ）は引張試験三回の平均値とした。引張試験後の試料破面を電子顕微鏡で観察し、へき開破面、あるいは、粒界破面を含む脆性破面が認められる鋼板を不良、脆性破面が認められない試料を良好と評価した。また、別途Ｖ曲げ試験を行った。曲げ試験は、幅１５ｍｍ（曲げ稜線となる方向）、長さ５０ｍｍの試験片を、先端角度９０度、先端Ｒが板厚の５倍のＶ型ポンチでＶブロックに押し込んだ。その後、曲げ稜線を観察し、稜線に割れがない場合を曲げ性が良好とした。
　３．評価結果
　上記の評価の結果を表４に示す。１３２０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）及び２６０００ＭＰａ％以上の引張強度と全伸びとの積（ＴＳ×ＥＬ）を示し、破面様相が良好な鋼板を、優れた伸び特性及び高強度を有し且つ引張り時にくびれを伴う延性破壊が生じる鋼板として評価した。なお、例番号１４及び例番号１８については、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイト以外に、フェライトおよび未再結晶フェライトが観察された。また、実施例の鋼板のうち、フレッシュマルテンサイトの面積率が３０％以下の例番号はＶ曲げ試験時に割れが発生せず、曲げ性が良好であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１８％超０．４５％未満、
    　Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満、
    　Ｍｎ：４．００％超９．００％未満、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．００％未満、
    　Ｍｏ：０．０３０％以上０．５００％以下、
    　Ｂ：０．０００３％以上０．０１０％以下、
    　Ｐ：０．０２３％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｎ：０．０５０％未満、
    　Ｏ：０．０２０％未満、
    　Ｃｒ：０．００％以上２．００％未満、
    　Ｗ：０．００％以上２．００％以下、
    　Ｃｕ：０．００％以上２．００％以下、
    　Ｎｉ：０．００％以上２．００％以下、
    　Ｔｉ：０．０００％以上０．３００％以下、
    　Ｎｂ：０．０００％以上０．３００％以下、
    　Ｖ：０．０００％以上０．３００％以下、
    　Ｃａ：０．０００％以上０．０１０％以下、
    　Ｍｇ：０．０００％以上０．０１０％以下、
    　Ｚｒ：０．０００％以上０．０１０％以下、
    　ＲＥＭ：０．０００％以上０．０１０％以下、
    　Ｓｂ：０．０００％以上０．０５０％以下、
    　Ｓｎ：０．０００％以上０．０５０％以下、及び
    　Ｂｉ：０．０００％以上０．０５０％以下を含有し、
    　さらに、Ｍｎ及びＭｏを式（１）：
    　２５≦［Ｍｎ］／［Ｍｏ］≦１５０　　　（１）
    　を満たす範囲に制限し、式中、［Ｍｎ］及び［Ｍｏ］はそれぞれ、Ｍｎ及びＭｏの含有量（質量％）であり、
    　残部が鉄および不純物であり、
    　Ｌ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積率で、４０％以上９０％以下の焼き戻しマルテンサイトを含み、
    　前記焼き戻しマルテンサイト中のＭｏ濃度が、鋼板の平均Ｍｏ含有量の１．０３倍以上１．１５倍以下である
    　こと特徴とする鋼板。
  2. 　質量％で、
    　Ｃｒ：０．０１％以上２．００％未満、
    　Ｗ：０．０１％以上２．００％以下、
    　Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、及び
    　Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下
    　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　質量％で、
    　Ｔｉ：０．００５％以上０．３００％以下、
    　Ｎｂ：０．００５％以上０．３００％以下、及び
    　Ｖ：０．００５％以上０．３００％以下
    　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 　質量％で、
    　Ｃａ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
    　Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
    　Ｚｒ：０．０００１％以上０．０１００％以下、及び
    　ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１００％以下
    　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 　質量％で、
    　Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５００％以下、
    　Ｓｎ：０．０００５％以上０．０５００％以下、及び
    　Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５００％以下
    　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 　前記鋼板のＬ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積率で、１５％以上７５％以下の残留オーステナイトを含むことを特徴とする、請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼板。
  7. 　前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする、請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼板。
  8. 　前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする、請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼板。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022054221A1 (ja) * 2020-09-11 2022-03-17 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015151576A (ja) * 2014-02-13 2015-08-24 新日鐵住金株式会社 引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板、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とそれらの製造方法
WO2016001699A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and sheet obtained

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5257233B2 (ja) * 2008-05-19 2013-08-07 新日鐵住金株式会社 低降伏比高強度電縫鋼管及びその製造方法
WO2010026672A1 (ja) * 2008-09-04 2010-03-11 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
MX2019006392A (es) * 2016-12-05 2019-08-01 Nippon Steel Corp Placa de acero de resistencia alta.
CN107747063B (zh) * 2017-11-29 2019-08-23 郑州永通特钢有限公司 一种高强韧马氏体不锈钢

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015151576A (ja) * 2014-02-13 2015-08-24 新日鐵住金株式会社 引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板、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とそれらの製造方法
WO2016001699A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and sheet obtained

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022054221A1 (ja) * 2020-09-11 2022-03-17 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
JPWO2022054221A1 (ja) * 2020-09-11 2022-03-17
CN115485405A (zh) * 2020-09-11 2022-12-16 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN115485405B (zh) * 2020-09-11 2024-01-05 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
JP7417169B2 (ja) 2020-09-11 2024-01-18 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法

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