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WO2023181640A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2023181640A1
WO2023181640A1 PCT/JP2023/002913 JP2023002913W WO2023181640A1 WO 2023181640 A1 WO2023181640 A1 WO 2023181640A1 JP 2023002913 W JP2023002913 W JP 2023002913W WO 2023181640 A1 WO2023181640 A1 WO 2023181640A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
strength steel
steel plate
content
steel sheet
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/002913
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
潤也 戸畑
勇樹 田路
秀和 南
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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 Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to MX2024011508A priority Critical patent/MX2024011508A/es
Priority to KR1020247030587A priority patent/KR20240152342A/ko
Priority to CN202380027218.3A priority patent/CN118804993A/zh
Priority to JP2023528940A priority patent/JP7323093B1/ja
Publication of WO2023181640A1 publication Critical patent/WO2023181640A1/ja

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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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate that is excellent in tensile strength, flatness in the width direction, and resistance to work embrittlement, and a method for manufacturing the same.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can be suitably used as a structural member for automobile parts and the like.
  • High-strength steel sheets used in automobiles are required to have excellent work embrittlement resistance and yield ratio from the viewpoint of component performance.
  • high-strength steel plates are used, which have excellent resistance to mechanical embrittlement that does not cause embrittlement due to press forming, and have excellent impact absorption properties in the event of a collision, which is correlated with YR. It is preferable to do so.
  • Patent Document 1 describes that warpage of a steel plate adversely affects operational troubles in a forming line and dimensional accuracy of products.
  • the present inventors found that the dimensional accuracy of a product is affected not only by the warpage of the steel plate but also by the flatness in the width direction of the plate, which is evaluated using steepness.
  • the steepness in the width direction is preferably 0.02 or less.
  • Patent Document 2 provides a high-strength steel plate having a tensile strength of 1100 MPa or more and excellent YR, surface texture, and weldability, and a method for manufacturing the same.
  • the technique described in Patent Document 2 does not take into account flatness in the width direction of the plate and resistance to work embrittlement.
  • Patent Document 3 provides a hot-dip galvanized steel sheet with excellent press formability and low-temperature toughness and a tensile strength of 980 MPa or more, and a method for manufacturing the same.
  • the technique described in Patent Document 3 can improve the embrittlement of the steel plate due to a temperature drop, it does not take into account the embrittlement of the steel plate due to processing. Flatness in the width direction of the plate is also not considered.
  • the present invention was developed in view of the above circumstances, and provides a high-strength steel plate having a TS of 1180 MPa or more, a YR of 85% or more, and excellent flatness in the width direction and resistance to work embrittlement, and a method for manufacturing the same.
  • the purpose is to
  • the present invention has been made based on the above findings. That is, the gist of the present invention is as follows. [1] In mass%, C: 0.030% or more and 0.500% or less, Si: 0.01% or more and 2.50% or less, Mn: 0.10% or more and 5.00% or less, P: 0. Contains 100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 1.000% or less, N: 0.0100% or less, and O: 0.0100% or less, with the remainder consisting of Fe and inevitable impurities.
  • the amount of tempered martensite is 90% or more in area fraction
  • the amount of retained austenite is less than 3% in volume fraction
  • the total amount of ferrite and bainitic ferrite. is less than 10% in terms of area fraction
  • the average crystal grain size of prior austenite is 20 ⁇ m or less
  • the average value of the occupancy of the packets having the maximum occupancy in the prior austenite grains is 70% or less in area fraction.
  • high strength steel plate is
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength steel plate having a TS of 1180 MPa or more, a YR of 85% or more, and excellent flatness in the width direction and resistance to work embrittlement. Furthermore, by applying the high-strength steel plate of the present invention to, for example, automobile structural members, it is possible to improve fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body. Therefore, the industrial value is extremely large.
  • FIG. 1 is a diagram showing the structure of a packet having the maximum occupancy in prior austenite grains and a method for calculating the same according to the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing the concept of steepness ⁇ of a steel plate according to the present invention and its calculation method.
  • C is one of the important basic components of steel, and in particular, in the present invention, it is an important element that affects the fraction of tempered martensite and the resistance to work embrittlement. If the C content is less than 0.030%, the fraction of tempered martensite decreases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.500%, the tempered martensite becomes brittle and the work embrittlement resistance deteriorates. Therefore, the content of C is 0.030% or more and 0.500% or less. Preferably it is 0.050% or more. Preferably it is 0.400% or less. More preferably, it is 0.100% or more. More preferably, it is 0.350% or less.
  • Si is one of the important basic components of steel, and in particular in the present invention, it suppresses the formation of carbides during continuous annealing and promotes the formation of retained austenite, so it is an important element that affects TS and the amount of retained austenite. It is an element. If the Si content is less than 0.01%, it becomes difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, when the Si content exceeds 2.50%, retained austenite increases excessively, making it difficult to achieve YR of 85% or more. Therefore, the Si content is set to 0.01% or more and 2.50% or less. Preferably it is 0.05% or more. Preferably it is 2.00% or less. More preferably, it is 0.10% or more. More preferably, it is 1.20% or less.
  • Mn is one of the important basic components of steel, and in particular, in the present invention, it is an important element that affects the fraction of tempered martensite and the resistance to work embrittlement. If the Mn content is less than 0.10%, the fraction of tempered martensite decreases, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 5.00%, the tempered martensite becomes brittle and the work embrittlement resistance deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 0.10% or more and 5.00% or less. Preferably it is 0.50% or more. Preferably it is 4.50% or less. More preferably, it is 0.80% or more. More preferably, it is 4.00% or less.
  • P 0.100% or less Since P segregates at prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries, it lowers the ultimate deformability of the steel sheet, resulting in a decrease in work embrittlement resistance. Therefore, the content of P needs to be 0.100% or less. Although the lower limit of the P content is not particularly defined, it is preferably 0.001% or more since P is a solid solution strengthening element and can increase the strength of the steel sheet. Therefore, the content of P is 0.100% or less. Preferably it is 0.001% or more. Preferably it is 0.070% or less.
  • S 0.0200% or less
  • S exists as a sulfide and reduces the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing the work embrittlement resistance. Therefore, the S content needs to be 0.0200% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly specified, it is preferably 0.0001% or more due to production technology constraints. Therefore, the S content is set to 0.0200% or less. Preferably it is 0.0001% or more. Preferably it is 0.0050% or less.
  • Al 1.000% or less
  • the Al content is set to 1.000% or less.
  • it is 0.001% or more.
  • it is 0.500% or less.
  • N 0.0100% or less
  • N exists as a nitride and reduces the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing the work embrittlement resistance. Therefore, the N content needs to be 0.0100% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly specified, it is preferable that the N content is 0.0001% or more due to constraints on production technology. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. Preferably it is 0.0001% or more. Preferably it is 0.0050% or less.
  • O exists as an oxide and reduces the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing the work embrittlement resistance. Therefore, the content of O needs to be 0.0100% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly defined, it is preferable that the O content is 0.0001% or more due to production technology constraints. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less. Preferably it is 0.0001% or more. Preferably it is 0.0050% or less.
  • a high-strength steel plate according to an embodiment of the present invention has a composition containing the above-mentioned components, with the remainder containing Fe and inevitable impurities.
  • unavoidable impurities include Zn, Pb, As, Ge, Sr, and Cs. A total content of these impurities of 0.100% or less is allowed.
  • the high-strength steel plate of the present invention further includes, in mass%, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Co: 0.010% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.
  • At least one element selected from the following and Bi: 0.200% or less may be contained alone or in combination.
  • the contents of Ti, Nb, and V are each 0.200% or less.
  • the lower limits of the contents of Ti, Nb, and V are not particularly defined, the strength of the steel sheet is increased by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing. Therefore, it is more preferable that the contents of Ti, Nb, and V are each 0.001% or more. Therefore, when Ti, Nb, and V are contained, their contents are each 0.200% or less. More preferably, it is 0.001% or more. More preferably, it is 0.100% or less.
  • Ta and W are each 0.10% or less, large amounts of coarse precipitates and inclusions will not be generated and the ultimate deformability of the steel sheet will not be reduced, so the work embrittlement resistance will not deteriorate. Therefore, it is preferable that the contents of Ta and W are each 0.10% or less. Note that there is no particular lower limit to the content of Ta and W, but the strength of the steel sheet is increased by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or continuous annealing. It is more preferable that the contents of Ta and W are each 0.01% or more. Therefore, when Ta and W are contained, their contents are each 0.10% or less. More preferably, it is 0.01% or more. More preferably, it is 0.08% or less.
  • the content of B is preferably 0.0100% or less.
  • the lower limit of the B content is not particularly specified, but since it is an element that segregates at austenite grain boundaries during annealing and improves hardenability, it is preferable that the B content is 0.0003% or more. preferable. Therefore, when B is contained, its content should be 0.0100% or less. More preferably, it is 0.0003% or more. More preferably, it is 0.0080% or less.
  • each of Cr, Mo, and Ni is 1.00% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase and the ultimate deformability of the steel sheet does not decrease, so the work embrittlement resistance does not deteriorate. Therefore, it is preferable that the contents of Cr, Mo, and Ni are each 1.00% or less.
  • the lower limit of the content of Cr, Mo, and Ni is not particularly specified, but since they are elements that improve hardenability, it is more preferable that the content of Cr, Mo, and Ni is each 0.01% or more. . Therefore, when Cr, Mo, and Ni are contained, their contents are each 1.00% or less. More preferably, it is 0.01% or more. More preferably, it is 0.80% or less.
  • the Co content is preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the Co content is not particularly specified, since it is an element that improves hardenability, the Co content is more preferably 0.001% or more. Therefore, when Co is contained, the content should be 0.010% or less. More preferably, it is 0.001% or more. More preferably, it is 0.008% or less.
  • the Cu content is preferably 1.00% or less.
  • the lower limit of the Cu content is not particularly specified, since it is an element that improves hardenability, the Cu content is preferably 0.01% or more. Therefore, if Cu is contained, the content should be 1.00% or less. More preferably, it is 0.01% or more. More preferably, it is 0.80% or less.
  • the content of Sn is preferably 0.200% or less.
  • the lower limit of the Sn content is not particularly specified, but since Sn is an element that improves hardenability (generally an element that improves corrosion resistance), the Sn content should be 0.001% or more. It is more preferable. Therefore, if Sn is contained, the content should be 0.200% or less. More preferably, it is 0.001% or more. More preferably, it is 0.100% or less.
  • the content of Sb is preferably 0.200% or less.
  • the lower limit of the Sb content is not particularly defined, it is more preferable that the Sb content is 0.001% or more since it is an element that controls the softening thickness of the surface layer and enables strength adjustment. Therefore, if Sb is contained, the content should be 0.200% or less. More preferably, it is 0.001% or more. More preferably, it is 0.100% or less.
  • the content of Ca, Mg and REM is preferably 0.0100% or less.
  • the lower limits of the contents of Ca, Mg, and REM are not particularly stipulated, but since they are elements that spheroidize the shape of nitrides and sulfides and improve the ultimate deformability of steel sheets, the contents of Ca, Mg, and REM are More preferably, each amount is 0.0005% or more. Therefore, when Ca, Mg and REM are contained, their contents are each 0.0100% or less. More preferably, it is 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0050% or less.
  • the contents of Zr and Te are preferably 0.100% or less.
  • the lower limits of the contents of Zr and Te are not particularly specified, but since they are elements that spheroidize the shape of nitrides and sulfides and improve the ultimate deformability of the steel sheet, the contents of Zr and Te are respectively 0. More preferably, the content is .001% or more. Therefore, when Zr and Te are contained, their contents are each 0.100% or less. More preferably, it is 0.001% or more. More preferably, it is 0.080% or less.
  • the Hf content is preferably 0.10% or less. Note that there is no particular lower limit to the Hf content, but since it is an element that spheroidizes the shape of nitrides and sulfides and improves the ultimate deformability of steel sheets, the Hf content should be 0.01% or more. It is more preferable to do so. Therefore, if Hf is contained, the content should be 0.10% or less. More preferably, it is 0.01% or more. More preferably, it is 0.08% or less.
  • the Bi content is preferably 0.200% or less.
  • the lower limit of the Bi content is not particularly defined, since it is an element that reduces segregation, the Bi content is more preferably 0.001% or more. Therefore, when Bi is contained, the content should be 0.200% or less. More preferably, it is 0.001% or more. More preferably, it is 0.100% or less.
  • each content of Ti, Nb, V, Ta, W, B, Cr, Mo, Ni, Co, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg, REM, Zr, Te, Hf and Bi is preferable. If it is less than the lower limit, the effect of the present invention will not be impaired, and therefore it is included as an unavoidable impurity.
  • Tempeered martensite 90% or more in area fraction
  • the area fraction of tempered martensite is 90% or more.
  • it is 94% or more. More preferably, it is 96% or more.
  • the method for measuring tempered martensite is as follows. After polishing the L cross section of the steel plate, 3vol. % nital, and 1/4 part of the plate thickness (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) is observed in 10 fields at a magnification of 2000 times using an SEM. Note that in the above structure image, the tempered martensite is a structure that has fine irregularities inside and has carbides inside. Tempered martensite can be determined from the average value of those values.
  • the retained austenite amount is less than 3%] This is an extremely important feature of the invention.
  • the volume fraction of retained austenite is 3% or more, it becomes difficult to achieve YR of 85% or more.
  • the reason for the decrease in YR is that an increase in retained austenite causes a decrease in YS due to deformation-induced transformation of the retained austenite. Therefore, the retained austenite content should be less than 3%. Preferably it is 1% or less.
  • the lower limit of retained austenite is not particularly limited. It may be 0%.
  • the method for measuring retained austenite is as follows. Retained austenite was determined by polishing the steel plate from 1/4 part of the plate thickness to a surface of 0.1 mm, and then chemically polishing the surface to a further 0.1 mm using an X-ray diffractometer using CoK ⁇ rays. ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ planes and the diffraction peaks of ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ planes of BCC iron were measured, and the nine integrated intensity ratios obtained were averaged. Convert and seek.
  • Total of ferrite and bainitic ferrite less than 10% in area fraction
  • the total amount of ferrite and bainitic ferrite is less than 10%. Preferably it is 8% or less. More preferably, it is 5% or less.
  • the lower limit of the total of ferrite and bainitic ferrite is not particularly limited. It may be 0%.
  • the method for measuring the total amount of ferrite and bainitic ferrite is as follows. After polishing the L cross section of the steel plate, 3vol. % nital, and 1/4 part of the plate thickness (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) is observed in 10 fields at a magnification of 2000 times using an SEM.
  • ferrite and bainitic ferrite have concave portions and a flat structure inside, and have no carbide inside. The sum of ferrite and bainitic ferrite can be determined from the average value of those values.
  • Possible structures other than all the above structures include pearlite, fresh martensite, and acicular ferrite. These structures may be included because they do not affect the properties as long as they are in a range of 5% or less.
  • Prior austenite average grain size is 20 ⁇ m or less
  • the lower limit of the average prior austenite grain size is not particularly defined, but if the prior austenite average grain size is less than 2 ⁇ m, residual austenite may increase, so it is preferably 2 ⁇ m or more. Therefore, the average crystal grain size of prior austenite is set to 20 ⁇ m or less. Preferably it is 2 ⁇ m or more. Preferably it is 15 ⁇ m or less. More preferably, the thickness is 3 ⁇ m or more. More preferably, the thickness is 10 ⁇ m or less.
  • the method for measuring the average grain size of prior austenite is as follows. After polishing the L cross section of the steel plate, etching it with a mixed solution of picric acid and ferric chloride to expose the prior austenite grain boundaries, 3 to 10 fields of view are photographed using an optical microscope at a magnification of 400x. A total of 20 straight lines (10 vertically x 10 horizontally) are drawn at equal intervals on the obtained image data and determined by a cutting method.
  • the average value of the occupancy of the packets with the maximum occupancy in the prior austenite grains is 70% or less in terms of area fraction] This is an extremely important feature of the invention.
  • the occupancy of the packets having the maximum occupancy within the prior austenite grains influences the flatness in the width direction and the resistance to work embrittlement.
  • the packet with the maximum occupancy rate in the prior austenite grains means that, as shown in Figure 1, there are up to four regions in the prior austenite grains, called packets, that have the same crystal habit plane during transformation. indicates the packet with the largest occupancy rate.
  • the occupancy of one packet within a prior austenite grain is determined by dividing the area of a specified packet by the total area within the prior austenite grain.
  • the present inventors found that by reducing the occupancy of the packets with the maximum occupancy within the prior austenite grains, the strain between the packets was alleviated and the flatness in the sheet width direction was improved. I discovered that. They also found that by reducing the occupancy of packets, which have the highest occupancy within prior austenite grains, the structure becomes finer and crack propagation can be suppressed, thereby improving the work embrittlement resistance of the steel sheet. . Therefore, the average value of the occupancy of the packets having the maximum occupancy in the prior austenite grains is set to be 70% or less. Preferably it is 60% or less. Note that the lower limit of the average value of the occupancy of packets having the maximum occupancy in prior austenite grains is not particularly limited.
  • the occupancy rate of the packet having the maximum occupancy rate in the prior austenite grains is 25%. Therefore, the lower limit of the average value of the occupancy of packets having the maximum occupancy in prior austenite grains is set to 25% or more, but there is no need to limit it to this.
  • the method for measuring the average value of the occupancy of the packets having the maximum occupancy in the prior austenite grains is as follows. First, a test piece for microstructural observation is taken from a cold-rolled steel sheet. Next, the sampled test piece is polished by colloidal silica vibration polishing so that the cross section in the rolling direction (L cross section) becomes the observation surface. The observation surface is a mirror surface. Next, electron beam backscatter diffraction (EBSD) measurement is performed on a 1/4 part of the plate thickness (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) to obtain local crystal orientation data.
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • the SEM magnification is 1000 times, the step size is 0.2 ⁇ m, the measurement area is 80 ⁇ m square, and the WD is 15 mm.
  • the obtained local orientation data is analyzed using OIM Analysis 7 (OIM), and a color-coded diagram (CP map) for each Close-packed Plane group (CP group) is created using the method described in Non-Patent Document 1.
  • packets are defined as areas to which the same CP group belongs. The area of the packet with the largest occupancy is determined from the obtained CP map and divided by the total area within the prior austenite grains, thereby obtaining the occupancy of the packet with the maximum occupancy within the prior austenite grains. This analysis is performed on ten or more adjacent prior austenite grains, and the average value is taken as the average value of the occupancy of the packets having the maximum occupancy within the prior austenite grain.
  • the method of melting the steel material is not particularly limited, and any known melting method such as a converter or an electric furnace is suitable.
  • the steel slab (slab) is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macro segregation.
  • the slab heating temperature, slab soaking time and coiling temperature in hot rolling are not particularly limited.
  • Methods for hot rolling steel slabs include rolling the slab after heating, directly rolling the slab after continuous casting without heating it, and rolling after subjecting the slab after continuous casting to a short heat treatment. Examples include.
  • the slab heating temperature, slab soaking time, finish rolling temperature, and coiling temperature in hot rolling are not particularly limited, the lower limit of the slab heating temperature is preferably 1100° C. or higher.
  • the upper limit of the slab heating temperature is preferably 1300°C or less.
  • the lower limit of the slab soaking time is preferably 30 min or more.
  • the upper limit of the slab soaking time is preferably 250 min or less.
  • the lower limit of the finish rolling temperature is preferably equal to or higher than the Ar 3 transformation point.
  • the lower limit of the winding temperature is preferably 350°C or higher.
  • the upper limit of the winding temperature is preferably 650° C. or less.
  • the hot-rolled steel sheet produced in this way is pickled. Since pickling can remove oxides on the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion treatability and plating quality in the final high-strength steel sheet. Further, the pickling may be carried out once or may be carried out in multiple steps. Moreover, cold rolling may be performed on the pickled plate after hot rolling, or cold rolling may be performed after heat treatment.
  • the rolling reduction in cold rolling and the plate thickness after rolling are not particularly limited, but the lower limit of the rolling reduction is preferably 30% or more. Further, the upper limit of the rolling reduction ratio is preferably 80% or less. Note that the effects of the present invention can be obtained without any particular limitations on the number of rolling passes and the rolling reduction rate of each pass.
  • the cold rolled steel sheet obtained as described above is annealed.
  • the annealing conditions are as follows.
  • the annealing temperature T1 750°C or higher and 950°C or lower.
  • the annealing temperature T1 is set to 750°C or more and 950°C or less.
  • it is 800°C or higher.
  • it is 900°C or less.
  • the holding time t1 at annealing temperature T1 is 10 seconds or more and 1000 seconds or less. If the holding time t1 at the annealing temperature T1 is less than 10 seconds, austenitization will be insufficient, and the total area fraction of ferrite and bainitic ferrite will be 10% or more, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. , and it becomes difficult to achieve a YR of 85% or more. On the other hand, when the holding time at the annealing temperature T1 exceeds 1000 seconds, the prior austenite grain size increases excessively, and the resistance to work embrittlement deteriorates. Therefore, the holding time t1 at the annealing temperature T1 is 10 seconds or more and 1000 seconds or less. Preferably it is 50 seconds or more. Preferably it is 500 seconds or less.
  • Average cooling rate from 750°C to 600°C is 20°C/s or more
  • the average cooling rate from 750°C to 600°C is set to 20°C/s or more.
  • the average cooling rate from 750°C to 600°C is set to 20°C/s or more.
  • the upper limit does not need to be particularly limited, but is preferably 2000° C./s or less.
  • the average cooling rate from (Ms + 50° C.) to the quenching start temperature T2 affects the average value of the total area fraction of ferrite and bainitic ferrite and the occupancy of the packet with the maximum occupancy in the prior austenite grains. (Ms + 50°C) - If the average cooling rate of the rapid cooling start temperature T2 is less than 5°C/s, the total area fraction of ferrite and bainitic ferrite becomes 10% or more, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more.
  • the average cooling rate from (Ms+50°C) to quenching start temperature T2 exceeds 30°C/s, the average value of the occupancy of the packets with the maximum occupancy in the prior austenite grains exceeds 70%, and The flatness of the plate deteriorates, and the resistance to work embrittlement decreases. Therefore, the average cooling rate from (Ms+50°C) to the rapid cooling start temperature T2 is set to be 5°C/s or more and 30°C/s or less. Preferably it is 10°C/s or more. Preferably it is 20°C/s or less.
  • Rapid cooling start temperature T2 is (Ms-80°C) or more and less than Ms] This is an extremely important feature of the invention.
  • the quenching start temperature T2 is set to (Ms-80°C) or more and less than Ms, and the quenching is performed in a state where the martensitic transformation rate before the start of quenching is 1% or more and 80% or less.
  • the average value of the occupancy of packets having the maximum occupancy in prior austenite grains is 70% or less, and the volume fraction of retained austenite is less than 3%.
  • the quenching start temperature T2 is set to be at least (Ms-80°C) and less than Ms.
  • Ms (Ms-50°C) or higher.
  • Ms (Ms-5°C)
  • Ms 519-474 ⁇ [%C]-30.4 ⁇ [%Mn]-12.1 ⁇ [%Cr]-7.5 ⁇ [%Mo]-17.7 ⁇ [%Ni]...
  • [%C], [%Mn], [%Cr], [%Mo], and [%Ni] represent the respective contents (mass%) of C, Mn, Cr, Mo, and Ni, and do not include In that case, it is set to 0.
  • the average cooling rate from the rapid cooling start temperature T2 to 80°C is set to 300°C/s or more. Preferably it is 800°C/s or more.
  • the upper limit does not need to be particularly limited, but is preferably 2000° C./s or less.
  • tempered martensite refers to a structure in which martensite at 80° C. or lower is heat-treated at a tempering temperature of 100° C. or higher and for a holding time of 10 seconds or longer. Therefore, when the tempering temperature T3 is less than 100° C., martensite is not sufficiently tempered, resulting in a structure consisting mainly of as-quenched martensite, and the as-quenched martensite deteriorates the work embrittlement resistance.
  • the tempering temperature T3 exceeds 400°C, the tempered martensite decomposes and becomes ferrite, making the area fraction of the tempered martensite less than 90%, making it difficult to achieve a TS of 1180 MPa or more. Become. Therefore, the tempering temperature T3 is set at 100°C or more and 400°C or less. Preferably the temperature is 150°C or higher. Preferably the temperature is 350°C or less.
  • tempered martensite refers to a structure in which martensite at 80° C. or lower is heat-treated at a tempering temperature of 100° C. or higher and for a holding time of 10 seconds or longer. Therefore, when the holding time t3 at the tempering temperature T3 is less than 10 seconds, martensite is not sufficiently tempered, resulting in a structure consisting mainly of as-quenched martensite, and the as-quenched martensite deteriorates the work embrittlement resistance.
  • the holding time t3 at the tempering temperature T3 is set to 10 seconds or more and 10,000 seconds or less. Preferably it is 50 seconds or more. Preferably it is 5000 seconds or less.
  • Cooling after tempering does not need to be particularly specified, and may be cooled to a desired temperature by any method.
  • the desired temperature is preferably about room temperature.
  • the above-mentioned high-strength steel plate may be processed under conditions that result in an equivalent plastic strain amount of 0.10% or more and 5.00% or less. Further, after processing, reheating may be performed again under the conditions of 100° C. or more and 400° C. or less.
  • the high-strength steel plate may be subjected to plating treatment during or after annealing.
  • Examples of the plating treatment during annealing include hot-dip galvanizing during or after cooling at 750° C. to 600° C. at an average cooling rate of 20° C./s or more, and alloying after hot-dip galvanizing.
  • the plating treatment after annealing for example, Zn-Ni electroplating treatment or pure Zn electroplating treatment can be exemplified after tempering.
  • the plating layer may be formed by electroplating, or hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be applied.
  • the type of plating metal such as Zn plating and Al plating is not particularly limited.
  • Conditions for other manufacturing methods are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, a series of treatments such as annealing, hot-dip galvanizing, and galvanizing alloying are performed on a continuous galvanizing line (CGL), which is a hot-dip galvanizing line. It is preferable to carry out the process using Line). After hot-dip galvanizing, wiping can be performed to adjust the coating weight. Note that conditions for plating and the like other than the conditions described above can be based on a conventional method for hot-dip galvanizing.
  • processing may be performed again under conditions that result in an equivalent plastic strain amount of 0.10% or more and 5.00 or less. Further, after processing, reheating may be performed again under the conditions of 100° C. or more and 400° C. or less.
  • tensile test For the tensile test, a JIS No. 5 test piece (gauge length 50 mm, parallel part width 25 mm) was taken so that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the rolling direction, and tested in accordance with JIS Z 2241. A tensile test was conducted at a crosshead speed of 1.67 ⁇ 10 ⁇ 1 mm/sec, and YS and TS were measured. In addition, in the present invention, a TS of 1180 MPa or more was determined to be acceptable. A yield ratio (YR) of 85% or more was judged to be acceptable. Note that YR is determined by the following equation (2).
  • YR 100 ⁇ YS/TS...(2) (Flatness in the board width direction)
  • the flatness of the various cold-rolled steel sheets obtained as described above in the sheet width direction was measured by the method shown in FIG. 2. Specifically, a plate with a length of 500 mm in the rolling direction (coil width x 500 mm L x plate thickness) is cut out from the coil, placed on a surface plate so that the warp of the end face faces upward, and the stylus moves over the object to be measured. The height of the steel plate was continuously measured over the entire width direction using a moving contact displacement meter. Based on the results, the steepness ⁇ , which is an index indicating the flatness of the steel plate shape, was measured according to the method shown in FIG.
  • the resistance to work brittleness was evaluated by Charpy test.
  • Charpy test piece a plurality of steel plates were stacked together and fastened together with bolts, and after confirming that there were no gaps between the steel plates, a test piece with a V-notch having a depth of 2 mm was prepared.
  • the number of steel plates to be stacked was set so that the thickness of the test piece after stacking was closest to 10 mm. For example, if the plate thickness is 1.2 mm, 8 plates are laminated, resulting in a test piece thickness of 9.6 mm.
  • the laminated Charpy test piece was taken with the width direction of the plate as the longitudinal direction.
  • the ratio vE 0% /vE 10% of the impact absorption energy at room temperature between the as-manufactured (unprocessed) steel plate and the 10% rolled steel plate was measured.
  • "x” indicates that vE 0% /vE 10% is less than 0.6
  • " ⁇ ” indicates that vE 0% /vE 10 % is 0.6 or more and less than 0.7;
  • Those with vE 0% /vE 10% of 0.6 or more were evaluated as "excellent in resistance to work brittleness". Note that conditions other than the above were in accordance with JIS Z 2242:2018.
  • Tables 7 to 10 The results are shown in Tables 7 to 10. As shown in these tables, the examples of the present invention have a TS of 1180 MPa or more, a YR of 85% or more, and are excellent in flatness in the sheet width direction and resistance to work embrittlement. On the other hand, in the comparative example, any one or more of TS, YR, flatness in the plate width direction, or work embrittlement resistance is inferior.

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Abstract

ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、ＹＲが８５％以上、かつ、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。　所定の成分組成を有し、板厚１／４位置において、焼戻マルテンサイト量が面積分率で９０％以上、残留オーステナイト量が体積分率で３％未満であり、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が面積分率で１０％未満であり、旧オーステナイト平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が面積分率で７０％以下である、高強度鋼板。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、引張強度、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に優れる高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の高強度鋼板は、自動車用部品等の構造部材として好適に用いることができる。
　車輛の軽量化によるＣＯ２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用薄鋼板の高強度化が進行しており、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、車体強度の増加を目的として、自動車を形成する主要な構造部品では、引張強度（ＴＳ）で１１８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。
　自動車に用いられる高強度鋼板には、部品のパフォーマンスの観点から、優れた耐加工脆化特性と優れた降伏比が求められる。例えば、自動車のバンパー等の骨格部品では、プレス成形による脆化が起きない優れた耐加工脆化特性を有し、かつ、ＹＲと相関のある衝突時における衝撃吸収性に優れる高強度鋼板を適用することが好適である。
　また、自動車に用いられる高強度鋼板には、鋼板の平坦度にも優れていることが求められる。特許文献１には鋼板の反りが成形ラインでの操業トラブルや製品の寸法精度に悪影響を及ぼすことが記載されている。本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、製品の寸法精度には鋼板の反りだけでなく、急峻度を用いて評価される板幅方向の平坦度も影響することを見出した。例えば、優れた寸法精度を実現するためには、幅方向の急峻度は０．０２以下であることが好適である。
　これらの要求に対し、例えば、特許文献２では、１１００ＭＰａ以上の引張強度を有し、ＹＲ、表面性状および溶接性に優れた高強度鋼板およびその製造方法が提供されている。しかしながら、特許文献２に記載の技術では、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性については考慮していない。
　特許文献３では、プレス成形性および低温靭性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が提供されている。しかしながら、特許文献３に記載の技術では、温度低下による鋼板の脆化を改善できているが、加工による鋼板の脆化については考慮していない。板幅方向の平坦度についても考慮していない。
特許第４９４７１７６号公報 特許第６５２５１１４号公報 特許第６７７７２７２号公報
スマートプロセス学会誌２０１３年、２巻、３号ｐ．１１０－１１８
　本発明は、かかる事情に鑑み開発されたもので、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、ＹＲが８５％以上、かつ、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下のことを見出した。
（１）焼戻マルテンサイト量を９０％以上とすることで、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現できる。
（２）残留オーステナイト量を３％未満とし、かつ、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計を１０％未満とすることで、８５％以上のＹＲを実現できる。
（３）焼戻マルテンサイトの最大パケットの旧オーステナイト粒内の占有率を７０％以下とすることで、優れた板幅方向の平坦度を実現できる。
（４）焼戻マルテンサイトの最大パケットの旧オーステナイト粒内の占有率を７０％以下、かつ、焼戻マルテンサイトの旧オーステナイト粒径の平均を２０μｍ以下とすることで、優れた耐加工脆化特性を実現できる。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：１．０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、および、Ｏ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚１／４位置において、焼戻マルテンサイト量が面積分率で９０％以上、残留オーステナイト量が体積分率で３％未満であり、フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が面積分率で１０％未満であり、旧オーステナイト平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が面積分率で７０％以下である、高強度鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］に記載の高強度鋼板。
［３］鋼板表面にめっき層を有する、［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］［１］又は［２］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼に、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し作製した冷延板を、焼鈍温度Ｔ１が７５０℃以上９５０℃以下、焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１が１０秒以上１０００秒以下の条件で加熱し、７５０℃～６００℃の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上、（Ｍｓ+５０℃）～急冷開始温度Ｔ２の平均冷却速度が５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、急冷開始温度Ｔ２が（Ｍｓ－８０℃）以上Ｍｓ未満、なお、Ｍｓは式（１）にて規定するマルテンサイト変態開始温度（℃）であり、急冷開始温度Ｔ２から８０℃までの平均冷却速度が３００℃／ｓ以上で冷却し、焼戻温度Ｔ３が１００℃以上４００℃以下、焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３が１０秒以上１００００秒以下で加熱する、高強度鋼板の製造方法。
Ｍｓ＝５１９－４７４×［％Ｃ］－３０．４×［％Ｍｎ］－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・・（１）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、[％Ｎｉ]はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量（質量％）を表し、含まない場合は０とする。
［５］めっき処理を施す、［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、ＹＲが８５％以上、かつ、幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に優れる高強度鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費向上を図ることができる。したがって、産業上の利用価値は極めて大きい。
図１は、本発明に係る旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの構造とその算出方法を示す図である。 図２は、本発明に係る鋼板の急峻度θの概念とその算出方法を示す図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　先ず、高強度鋼板の成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
　［Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下］
　Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、焼戻マルテンサイトの分率および耐加工脆化特性に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、焼戻マルテンサイトの分率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．５００％を超えると、焼戻マルテンサイトが脆化し、耐加工脆化特性が低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．５００％以下とする。好ましくは０．０５０％以上とする。好ましくは０．４００％以下とする。より好ましくは０．１００％以上とする。より好ましくは０．３５０％以下とする。
　［Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下］
　Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、ＴＳおよび残留オーステナイト量に影響する重要な元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、残留オーステナイトが過度に増加し、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。好ましくは０．０５％以上とする。好ましくは２．００％以下とする。より好ましくは０．１０％以上とする。より好ましくは１．２０％以下とする。
　［Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下］
　Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、焼戻マルテンサイトの分率および耐加工脆化特性に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が０．１０％未満では、焼戻マルテンサイトの分率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が５．００％を超えると、焼戻マルテンサイトが脆化し、耐加工脆化特性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１０％以上５．００％以下とする。好ましくは０．５０％以上とする。好ましくは４．５０％以下とする。より好ましくは０．８０％以上とする。より好ましくは４．００％以下とする。
　［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、鋼板の極限変形能を低下させることから、耐加工脆化特性が低下する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。好ましくは０．００１％以上とする。好ましくは０．０７０％以下とする。
　［Ｓ：０．０２００％以下］
　Ｓは、硫化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、耐加工脆化特性が低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００５０％以下とする。
　［Ａｌ：１．０００％以下］
　Ａｌは、Ａ３変態点を上昇し、ミクロ組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、焼戻マルテンサイトの分率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は１．０００％以下にする必要がある。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は１．０００％以下とする。好ましくは０．００１％以上とする。好ましくは０．５００％以下とする。
　［Ｎ：０．０１００％以下］
　Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、耐加工脆化特性が低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００５０％以下とする。
　［Ｏ：０．０１００％以下］
　Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、耐加工脆化特性が低下する。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００５０％以下とする。
　本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで不可避的不純物として、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｇｅ、ＳｒおよびＣｓが挙げられる。これら不純物は合計で０．１００％以下含有されることは許容される。
　本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、およびＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有しても良い。
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、それぞれ０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．２００％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．１００％以下とする。
　ＴａおよびＷは、それぞれ０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にすることが好ましい。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＴａおよびＷを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。より好ましくは０．０１％以上とする。さらに好ましくは０．０８％以下とする。
　Ｂは、０．０１００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｂの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しないが、焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂを含有する場合には、その含有量は０．０１００％以下とする。より好ましくは０．０００３％以上とする。さらに好ましくは０．００８０％以下とする。
　Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは、それぞれ１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉを含有する場合には、その含有量はそれぞれ１．００％以下とする。より好ましくは０．０１％以上とする。さらに好ましくは０．８０％以下とする。
　Ｃｏは、０．０１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｏを含有する場合には、その含有量は０．０１０％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．００８％以下とする。
　Ｃｕは、１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｃｕを含有する場合には、その含有量は１．００％以下とする。より好ましくは、０．０１％以上とする。さらに好ましくは０．８０％以下とする。
　Ｓｎは、０．２００％以下であれば鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素（一般的には耐食性を向上させる元素）であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｓｎを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．１００％以下とする。
　Ｓｂは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｓｂを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．１００％以下とする。
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、それぞれ０．０１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。より好ましくは０．０００５％以上とする。さらに好ましくは０．００５０％以下とする。
　ＺｒおよびＴｅは、それぞれ０．１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下にすることが好ましい。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＺｒおよびＴｅを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１００％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．０８０％以下とする。
　Ｈｆは、０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にすることが好ましい。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｈｆを含有する場合には、その含有量は０．１０％以下とする。より好ましくは０．０１％以上とする。さらに好ましくは０．０８％以下とする。
　Ｂｉは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、耐加工脆化特性が低下しない。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂｉを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。より好ましくは０．００１％以上とする。さらに好ましくは０．１００％以下とする。
　なお、上記したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避的不純物として含むものとする。
　次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
　［焼戻マルテンサイト：面積分率で９０％以上］
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼戻マルテンサイトを主相とすることで、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが可能となる。こうした効果を得るためには、焼戻マルテンサイトを面積分率で９０％以上とする必要がある。したがって、焼戻マルテンサイトが面積分率で９０％以上とする。好ましくは９４％以上である。より好ましくは９６％以上である。
　ここで、焼戻マルテンサイトの測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４部（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭを用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。なお、上記の組織画像において、焼戻マルテンサイトは組織内部が微細な凹凸を有した組織であり、かつ、内部に炭化物を有する組織である。それらの値の平均値から、焼戻マルテンサイトを求めることができる。
　［残留オーステナイト量が３％未満］
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。残留オーステナイトが体積分率で３％以上の場合、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。ＹＲの低下の原因は、残留オーステナイトの増加により残留オーステナイトの加工誘起変態によるＹＳ低下が起きるためである。したがって、残留オーステナイトは３％未満とする。好ましくは１％以下とする。なお、残留オーステナイトの下限は特に限定しない。０％であっても良い。
　ここで、残留オーステナイトの測定方法は、以下の通りである。残留オーステナイトは、鋼板を板厚１／４部から０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面および、ｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝面の回折ピークの各々の積分強度比を測定し、得られた９つの積分強度比を平均化して求める。
　［フェライトおよびベイニティックフェライトの合計：面積分率で１０％未満］
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が１０％以上の場合、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になり、かつ、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。ＹＲの低下の原因は、フェライトおよびベイニティックフェライトは軟質な組織であるため、早期に降伏が起きるためである。したがって、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計は１０％未満とする。好ましくは８％以下とする。より好ましくは５％以下とする。なお、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計の下限は特に限定しない。０％であっても良い。
　ここで、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計の測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４部（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭを用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。なお、上記の組織画像において、フェライトおよびベイニティックフェライトは凹部で組織内部が平坦な組織であり、かつ、内部に炭化物を有さない組織である。それらの値の平均値から、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計を求めることができる。
　上記全組織以外の組織として、パーライト、フレッシュマルテンサイトや針状フェライト等が考えられる。これらの組織は、５％以下の範囲であれば特性に影響を与えないため、含まれていても構わない。
　［旧オーステナイト平均結晶粒径が２０μｍ以下］
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。旧オーステナイト平均結晶粒径を減少させることで、き裂の伝播を抑制できるため、鋼板の耐加工脆化特性を向上する。こうした効果を得るためには、旧オーステナイト平均結晶粒径を２０μｍ以下にする必要がある。なお、旧オーステナイト平均結晶粒径の下限は特に規定しないが、旧オーステナイト平均結晶粒径が２μｍ未満の場合、残留オーステナイトが増加する場合があるため、２μｍ以上であることが好ましい。したがって、旧オーステナイト平均結晶粒径を２０μｍ以下とする。好ましくは２μｍ以上とする。好ましくは１５μｍ以下とする。より好ましくは３μｍ以上とする。より好ましくは１０μｍ以下とする。
　ここで、旧オーステナイト平均結晶粒径の測定方法は、以下の通りである。鋼板のＬ断面を研磨後、ピクリン酸と塩化第二鉄の混合溶液等でエッチングし、旧オーステナイト粒界を現出させた後、板厚１／４部（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を光学顕微鏡にて４００倍の倍率でそれぞれ３～１０視野撮影する。得られた画像データについて縦１０×横１０の計２０本の直線を等間隔に引き、切断法により求める。
　［旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が面積分率で７０％以下］
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率は、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に影響する。旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットとは、図１に示すように、旧オーステナイト粒内にはパケットと呼ばれる変態時の晶癖面が同じ領域が最大４つ存在しており、その中の最も大きい占有率を有するパケットのことを示す。旧オーステナイト粒内の１つのパケットの占有率は、指定のパケットの面積を旧オーステナイト粒内の全体の面積で除することで求められる。本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率を減少させることで、パケット間の歪が緩和され、板幅方向の平坦度が改善されることを見出した。また、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率を減少させることで、組織が微細化し、き裂の伝播を抑制できるため、鋼板の耐加工脆化特性を向上することも見出した。したがって、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値は７０％以下とする。好ましくは６０％以下とする。なお、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値の下限は特に限定しない。パケットの種類は最大で４つであり、４つのパケットが均等に存在する場合に旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率が２５％となる。よって、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値の下限は２５％以上とするが、これに限定する必要はない。
　ここで、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値の測定方法は、以下の通りである。まず、冷延鋼板から、組織観察用の試験片を採取する。次いで、採取した試験片を、圧延方向断面（Ｌ断面）が観察面となるように、コロイダルシリカ振動研磨により研磨する。観察面は鏡面とする。次いで、板厚１／４部（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）に対して電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）測定を実施し、局所結晶方位データを得る。このとき、ＳＥＭ倍率は１０００倍、ステップサイズは０．２μｍ、測定領域は８０μｍ平方、ＷＤは１５ｍｍとする。得られた局所方位データを、ＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ７（ＯＩＭ）を用いて解析し、非特許文献１に記載の方法を用いてＣｌｏｓｅ－ｐａｃｋｅｄ　Ｐｌａｎｅ　ｇｒｏｕｐ（ＣＰグループ）ごとに色分けした図（ＣＰマップ）を作成する。本発明では、パケットを同じＣＰグループの属している領域と定義する。得られたＣＰマップから最も大きい占有率を有するパケットの面積を求め、旧オーステナイト粒内の全体の面積で除することで旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率が求められる。この解析を隣接する１０個以上の旧オーステナイト粒に対して実施し、その平均の値を、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値とする。
　次に、本発明の製造方法について説明する。
　本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましい。
　本発明において、熱間圧延におけるスラブ加熱温度、スラブ均熱保持時間および巻取温度は特に限定されない。鋼スラブを熱間圧延する方法としては、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などが挙げられる。熱間圧延におけるスラブ加熱温度、スラブ均熱保持時間、仕上げ圧延温度および巻取温度は特に限定されないが、スラブ加熱温度の下限は１１００℃以上が好ましい。スラブ加熱温度の上限は１３００℃以下が好ましい。スラブ均熱保持時間の下限は３０ｍｉｎ以上が好ましい。スラブ均熱保持時間の上限は２５０ｍｉｎ以下が好ましい。仕上げ圧延温度の下限はＡｒ３変態点以上が好ましい。また、巻取温度の下限は３５０℃以上が好ましい。また、巻取温度の上限は６５０℃以下が好ましい。
　このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。また、熱延後酸洗処理板のままで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。
　冷間圧延における圧下率および圧延後の板厚は特に限定しないが、圧下率の下限は３０％以上が好ましい。また、圧下率の上限は８０％以下とすることが好ましい。なお、圧延パスの回数、各パスの圧下率については、特に限定されることなく本発明の効果を得ることができる。
　上記のようにして得られた冷延鋼板に、焼鈍を行う。焼鈍条件は以下のとおりである。
　［焼鈍温度Ｔ１：７５０℃以上９５０℃以下］
　焼鈍温度Ｔ１が７５０℃未満の場合、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で１０％以上となり、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になり、かつ、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、焼鈍温度Ｔ１が９５０℃超えの場合、旧オーステナイト粒径が過剰に増大し、旧オーステナイト粒径が２０μｍ超えとなり、耐加工脆化特性が低下する。したがって、焼鈍温度Ｔ１は７５０℃以上９５０℃以下とする。好ましくは８００℃以上である。好ましくは９００℃以下である。
　［焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１：１０秒以上１０００秒以下］
　焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１が１０秒未満の場合、オーステナイト化が不十分となり、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で１０％以上となり、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になり、かつ、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、焼鈍温度Ｔ１での保持時間が１０００秒超えの場合、旧オーステナイト粒径が過剰に増大し、耐加工脆化特性が低下する。したがって、焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１は１０秒以上１０００秒以下とする。好ましくは５０秒以上である。好ましくは５００秒以下である。
　［７５０℃～６００℃の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上］
　７５０℃～６００℃の平均冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で１０％以上となり、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になり、かつ、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、７５０℃～６００℃の平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。好ましくは３０℃／ｓ以上である。上限は特に限定する必要はないが、２０００℃／ｓ以下が好ましい。
　［（Ｍｓ＋５０℃）～急冷開始温度Ｔ２の平均冷却速度が５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下］
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。（Ｍｓ＋５０℃）～急冷開始温度Ｔ２の平均冷却速度は、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計面積分率と旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値に影響する。（Ｍｓ＋５０℃）～急冷開始温度Ｔ２の平均冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で１０％以上となり、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になり、かつ、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、（Ｍｓ＋５０℃）～急冷開始温度Ｔ２の平均冷却速度が３０℃／ｓ超えの場合、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が７０％を超え、板幅方向の平坦度が悪化し、かつ、耐加工脆化特性が低下する。したがって、（Ｍｓ＋５０℃）～急冷開始温度Ｔ２の平均冷却速度は５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とする。好ましくは１０℃／ｓ以上である。好ましくは２０℃／ｓ以下である。
　［急冷開始温度Ｔ２が（Ｍｓ－８０℃）以上Ｍｓ未満］
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。急冷開始温度Ｔ２を（Ｍｓ－８０℃）以上Ｍｓ未満とし、急冷開始前のマルテンサイト変態率が１％以上８０％以下の状態で急冷する。これにより、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が７０％以下、かつ、残留オーステナイトが体積分率で３％未満となる組織を得ることができる。急冷開始温度Ｔ２が（Ｍｓ－８０℃）未満の場合、急冷開始前のマルテンサイト変態率が８０％超えとなるため、残留オーステナイトが体積分率で３％以上となり、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。一方、急冷開始温度Ｔ２がＭｓ超えの場合、急冷開始前のマルテンサイト変態率が１％未満となり、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が７０％を超え、板幅方向の平坦度が悪化し、かつ、耐加工脆化特性が低下する。したがって、急冷開始温度Ｔ２は（Ｍｓ－８０℃）以上Ｍｓ未満とする。好ましくは（Ｍｓ－５０℃）以上である。好ましくは（Ｍｓ－５℃）以下である。なお、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）は以下の（１）式にて規定する。
Ｍｓ＝５１９－４７４×［％Ｃ］－３０．４×［％Ｍｎ］－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・・（１）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、[％Ｎｉ]はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量（質量％）を表し、含まない場合は０とする。
　［急冷開始温度Ｔ２から８０℃までの平均冷却速度が３００℃／ｓ以上］
　急冷開始温度Ｔ２から８０℃までの平均冷却速度が３００℃／ｓ未満の場合、残留オーステナイトが体積分率で３％以上となり、８５％以上のＹＲを実現することが困難になる。したがって、急冷開始温度Ｔ２から８０℃までの平均冷却速度は３００℃／ｓ以上とする。好ましくは８００℃／ｓ以上である。上限は特に限定する必要はないが、２０００℃／ｓ以下が好ましい。
　［焼戻温度Ｔ３が１００℃以上４００℃以下］
　本発明において、焼戻マルテンサイトとは８０℃以下のマルテンサイトが１００℃以上の焼戻温度、かつ、１０ｓ以上の保持時間の加熱処理を施された組織を示す。よって、焼戻温度Ｔ３が１００℃未満の場合、マルテンサイトが十分に焼戻されず、焼入れままマルテンサイト主体の組織となり、焼入れままマルテンサイトが耐加工脆化特性を劣化する。一方、焼戻温度Ｔ３が４００℃超えの場合、焼戻マルテンサイトが分解しフェライトとなるため、焼戻マルテンサイトを面積分率で９０％未満となり、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、焼戻温度Ｔ３は１００℃以上４００℃以下とする。好ましくは１５０℃以上とする。好ましくは３５０℃以下とする。
　［焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３が１０秒以上１００００秒以下］
　本発明において、焼戻マルテンサイトとは８０℃以下のマルテンサイトが１００℃以上の焼戻温度、かつ、１０ｓ以上の保持時間の加熱処理を施された組織を示す。よって、焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３が１０秒未満の場合、マルテンサイトが十分に焼戻されず、焼入れままマルテンサイト主体の組織となり、焼入れままマルテンサイトが耐加工脆化特性を劣化する。一方、焼戻温度Ｔ３が１００００秒超えの場合、焼戻マルテンサイトが分解しフェライトとなるため、焼戻マルテンサイトを面積分率で９０％未満となり、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。したがって、焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３は１０秒以上１００００秒以下とする。好ましくは５０秒以上とする。好ましくは５０００秒以下とする。
　焼戻後の冷却は、特に規定する必要がなく、任意の方法により所望の温度に冷却してよい。なお、上記所望の温度は、室温程度が望ましい。
　また、上記の高強度鋼板に０．１０％以上５．００％以下の相当塑性歪量となる条件で加工を施してもよい。また、加工後に再度１００℃以上４００℃以下となる条件で再加熱を施してもよい。
　なお、高強度鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
　焼鈍中または焼鈍後に、高強度鋼板にめっき処理を施してもよい。
　焼鈍中のめっき処理として例えば、７５０℃～６００℃の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上の条件にて冷却中又は冷却後に溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍後のめっき処理として例えば、焼戻し後にＺｎ－Ｎｉ電気合金めっき処理、または、純Ｚｎ電気めっき処理を例示できる。電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記のめっき処理では、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
　焼鈍後のめっき処理後に再度０．１０％以上５．００以下の相当塑性歪量となる条件で加工を施してもよい。また、加工後に再度１００℃以上４００℃以下となる条件で再加熱を施してもよい。
　表１、２に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。次いで、得られたスラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施し、表３～６に示す焼鈍処理および焼戻処理を施し、板厚が０．６～２．２ｍｍである高強度冷延鋼板を得た。なお、一部の鋼板については焼鈍中または焼鈍後めっき処理を施して製造している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　以上のようにして得られた高強度冷延鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性を評価した。
　（組織観察）
　前述した方法にしたがって、焼戻マルテンサイト量、残留オーステナイト量、フェライト量、ベイニティックフェライト量の合計および旧オーステナイト平均結晶粒径を求めた。
　（旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率）
　前述した方法にしたがって、旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値を求めた。
　（引張試験）
　引張試験は、圧延方向と垂直方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って試験した。クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／秒の条件で引張試験を行い、ＹＳおよびＴＳを測定した。なお、本発明では、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上を合格と判断した。降伏比（ＹＲ）が８５％以上を合格と判断した。なお、ＹＲは次式（２）で求められる。
ＹＲ＝１００×ＹＳ／ＴＳ・・・・（２）
　（板幅方向の平坦度）
　上記のようにして得た各種冷延鋼板について、板幅方向の平坦度を図２に記載の方法で測定した。具体的には、コイルから圧延方向に５００ｍｍ長さとなる板（コイル幅×５００ｍｍＬ×板厚）を切り出し、端面の反りが上向きになるように定盤上に設置し、触針が測定物上を移動する接触式変位計を用いて鋼板の高さを連続的に幅方向の全体に亘って測定した。その結果をもとに図２に示す方法に沿って、鋼板の形状の平坦さを示す指標である急峻度θを測定した。急峻度が０．０２超えのものを「×」、急峻度が０．０１超え０．０２以下のものを「○」、急峻度が０．０１以下のものを「◎」と評価し、急峻度が０．０２以下のものを「板幅方向の平坦度に優れる」と判断した。
　（耐加工脆性特性）
　耐加工脆性特性はシャルピー試験により評価した。シャルピー試験片は、鋼板を複数枚重ね合わせてボルトで締結し、鋼板間に隙間が無いことを確認した上で、深さ２ｍｍのＶノッチ付き試験片を作製した。重ね合わせる鋼板の枚数は、積層後の試験片厚さが１０ｍｍに最も近づくように設定した。例えば、板厚が１．２ｍｍの場合は８枚積層し、試験片厚さが９．６ｍｍとなる。積層シャルピー試験片は、板幅方向を長手として採取した。耐加工脆化特性を示す指標として、製造まま（未加工）の鋼板と１０％圧延を施した鋼板における室温での衝撃吸収エネルギーの比ｖＥ０％／ｖＥ１０％を測定した。ｖＥ０％／ｖＥ１０％が０．６未満のものを「×」、ｖＥ０％／ｖＥ１０％が０．６以上０．７未満のものを「○」、ｖＥ０％／ｖＥ１０％が０．７以上のものを「◎」と評価し、ｖＥ０％／ｖＥ１０％が０．６以上のものを「耐加工脆性特性に優れる」と判断した。なお、上記以外の条件は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８に従った。
　結果を表７～１０に示す。これらの表に示すように、本発明例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、ＹＲが８５％以上、かつ、板幅方向の板幅方向の平坦度および耐加工脆化特性に優れている。一方、比較例では、ＴＳ、ＹＲ、板幅方向の平坦度、または、耐加工脆化特性のいずれか一つ以上が劣っている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：１．０００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、および、
    Ｏ：０．０１００％以下
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　板厚１／４位置において、
    焼戻マルテンサイト量が面積分率で９０％以上、
    残留オーステナイト量が体積分率で３％未満であり、
    フェライト量およびベイニティックフェライト量の合計が面積分率で１０％未満であり、
    旧オーステナイト平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
    旧オーステナイト粒内の最大占有率を有するパケットの占有率の平均値が面積分率で７０％以下である、高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、
    Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、
    Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、
    のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　鋼板表面にめっき層を有する、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  4. 　請求項１又は２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有する鋼に、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し作製した冷延板を、
    焼鈍温度Ｔ１が７５０℃以上９５０℃以下、
    焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１が１０秒以上１０００秒以下の条件で加熱し、
    ７５０℃～６００℃の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上、
    （Ｍｓ+５０℃）～急冷開始温度Ｔ２の平均冷却速度が５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、
    急冷開始温度Ｔ２が（Ｍｓ－８０℃）以上Ｍｓ未満、なお、Ｍｓは式（１）にて規定するマルテンサイト変態開始温度（℃）であり、
    急冷開始温度Ｔ２から８０℃までの平均冷却速度が３００℃／ｓ以上で冷却し、
    焼戻温度Ｔ３が１００℃以上４００℃以下、
    焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３が１０秒以上１００００秒以下で加熱する、高強度鋼板の製造方法。
    Ｍｓ＝５１９－４７４×［％Ｃ］－３０．４×［％Ｍｎ］－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・・（１）
    ここで、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、[％Ｎｉ]はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量（質量％）を表し、含まない場合は０とする。
  5. 　めっき処理を施す、請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
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