[go: up one dir, main page]

WO2016021196A1 - 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
WO2016021196A1
WO2016021196A1 PCT/JP2015/003947 JP2015003947W WO2016021196A1 WO 2016021196 A1 WO2016021196 A1 WO 2016021196A1 JP 2015003947 W JP2015003947 W JP 2015003947W WO 2016021196 A1 WO2016021196 A1 WO 2016021196A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
temperature
hot
strength
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/003947
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
由康 川崎
松田　広志
横田　毅
船川　義正
瀬戸　一洋
松原　行宏
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 MX2017001527A priority Critical patent/MX387989B/es
Priority to CN201580041892.2A priority patent/CN106574319B/zh
Priority to US15/326,793 priority patent/US20170204491A1/en
Priority to JP2015558683A priority patent/JP5967319B2/ja
Priority to EP15830601.9A priority patent/EP3178949B1/en
Publication of WO2016021196A1 publication Critical patent/WO2016021196A1/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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in formability suitable mainly for automobile structural members and a method for producing the same, and particularly has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, and has not only ductility but also stretch flangeability and fatigue characteristics. It is intended to obtain a high-strength steel sheet with excellent productivity under high productivity.
  • TS tensile strength
  • Patent Document 1 discloses that “mass%, C: 0.06 to 0.6%, Si + Al: 0.5 to 3%, Mn: 0.5 to 3%, P: 0.15% or less (excluding 0%), S: 0.02% or less (including 0%), and tempered martensite: 15% or more in area ratio with respect to the entire structure, ferrite : 5 to 60% in area ratio with respect to the entire structure, retained austenite: 5% or more in volume ratio with respect to the entire structure, and further having a structure that may contain bainite and / or martensite, and Disclosed is a high-strength steel sheet excellent in workability and shape freezeability, characterized in that the proportion of retained austenite that transforms to martensite by applying 2% strain is 20 to 50%. Yes.
  • Patent Document 2 states that “in mass%, C: 0.05 to 0.35%, Si: 0.05% to 2.0%, Mn: 0.8% to 3. 0% or less, P: 0.0010% or more, 0.1% or less, S: 0.0005% or more, 0.05% or less, N: 0.0010% or more, 0.010% or less, Al: 0. Containing not less than 01% and not more than 2.0%, and having a steel composition composed of the balance iron and inevitable impurities, the metal structure is mainly composed of ferrite, bainite or tempered martensite, and the residual austenite phase is not less than 3%.
  • the average C concentration in the austenite phase is 0.6% or more and 1.2% or less, Oh High strength with excellent elongation and hole expansibility, characterized by 50% or more of austenite grains in which the center concentration Cgc of the tenite phase and the concentration Cgb of the austenite grain boundary satisfy Cgb / Cgc> 1.3
  • a “thin steel plate” is disclosed.
  • Patent Document 3 states that “in mass%, C: 0.17% or more and 0.73% or less, Si: 3.0% or less, Mn: 0.5% or more and 3.0% or less, P: 0.1 %, S: 0.07% or less, Al: 3.0% or less, and N: 0.010% or less, and Si + Al satisfies 0.7% or more, with the balance being the composition of Fe and inevitable impurities
  • the area ratio of martensite to the entire steel sheet structure is 10% to 90%, the amount of retained austenite is 5% to 50%, and the area ratio of bainitic ferrite in the upper bainite to the entire steel sheet structure.
  • the total area ratio of the initial ferrite to the entire steel sheet structure is 65% or more, the area ratio of polygonal ferrite to the entire steel sheet structure is 10% or less (including 0%), and the average C content in the retained austenite Is a high-strength steel sheet characterized by having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • Patent Document 4 states that “mass%, C: more than 0.06 to 0.24%, Si ⁇ 0.3%, Mn: 0.5 to 2.0%, P ⁇ 0.06%, S ⁇ 0.005%, Al ⁇ 0.06%, N ⁇ 0.006%, Mo: 0.05 to 0.5%, Ti: 0.03 to 0.2%, V: more than 0.15 to 1.
  • the content of C, Ti, Mo, V is 0.8 ⁇ (C / 12) / ⁇ (Ti / 48) + (Mo / 96) + (V /51) ⁇ 1.5, the ferrite phase is 95% or more in area ratio, and carbide containing Ti, Mo and V having an average particle size of less than 10 nm is dispersed and precipitated.
  • the carbide containing Ti, Mo and V has an average composition in which Ti, Mo and V expressed in atomic% satisfy V / (Ti + Mo + V) ⁇ 0.3.
  • High yield ratio tensile strength wherein at least 980MPa high strength cold rolled steel sheet "has been disclosed that.
  • Patent Document 5 “C: 0.05 to 0.3 mass%, Si: 0.01 to 2.5 mass%, Mn: 0.5 to 3.5 mass%, P: 0.003 to 0 mass%. 100% by mass, S: 0.02% by mass or less, Al: 0.010 to 1.5% by mass, and the total content of Si and Al is 0.5 to 3.0% by mass, The balance is composed of iron and inevitable impurities, and the ferrite content is 20% or more by area ratio, tempered martensite is 10-60%, martensite is 0-10%, and the retained austenite is 3% by volume.
  • Patent Document 6 states that “in mass%, C: 0.06 to 0.6%, Si + Al: 0.5 to 3%, Mn: 0.5 to 3%, P: 0.15% or less (0% S): not more than 0.02% (including 0%), balance: iron and inevitable impurities, and the structure is occupying the tempered martensite at a space factor of the entire structure. 15 to 60%, ferrite 5 to 50%, retained austenite 5% or more, and 15 to 45% of massive martensite with an aspect ratio of 3 or less. In the massive martensite, the average particle size is 5 ⁇ m.
  • the space factor occupied by the following fine martensite is 30% or more, an ultrahigh strength steel sheet excellent in elongation in the ultrahigh strength region with a tensile strength of 1180 MPa or more and excellent resistance to hydrogen embrittlement ” It is disclosed.
  • this Patent Document 6 a method for manufacturing the ultra-high strength steel plate, the steel satisfying the above components, after heating maintained for more than 10 seconds to a temperature of 1100 ° C. or less than 3 points A, Including at least two steps of cooling to a temperature below the Ms point at an average cooling rate of 30 ° C./s or more, and holding at 120 to 600 seconds at a temperature of (A 3 point ⁇ 25 ° C.) to A 3 point Then, it is cooled to a temperature not lower than the Ms point and not higher than the Bs point at an average cooling rate of 3 ° C./s or higher, and includes a step of maintaining the temperature range for 1 second or longer. A method is also disclosed.
  • the high-strength steel sheet described in Patent Document 1 is excellent in workability and shape freezing property
  • the high-strength thin steel sheet described in Patent Document 2 is excellent in elongation and hole expandability. It is disclosed that the high-strength steel sheet described is excellent in ductility and stretch flangeability among workability.
  • the fatigue properties are not considered in any steel sheet.
  • TS of 980 MPa or more shows TS ⁇ EL of about 24000 MPa ⁇ %, which is higher than general-purpose materials, but responds to the recent demand for steel sheets. Is still inadequate.
  • the ultra-high strength steel sheet described in Patent Document 6 needs to be subjected to at least three annealing treatments in the manufacturing process, so that the productivity in manufacturing the actual machine is low.
  • the present invention builds a fine structure containing an appropriate amount of ferrite, bainitic ferrite, and retained austenite by one annealing treatment in a two-phase region of ferrite and austenite.
  • a high-strength steel sheet having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and excellent in not only ductility but also stretch flangeability and fatigue properties is high.
  • the object is to provide a method that can be produced under productivity.
  • an object of this invention is to provide the high strength steel plate manufactured by said manufacturing method.
  • the high-strength steel plate here also includes a high-strength galvanized steel plate whose surface is galvanized.
  • the target characteristics in the steel sheet obtained according to the present invention are as follows.
  • the critical hole expansion ratio ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100, where D f is the hole diameter (mm) when the crack occurs, and D 0 is the initial hole diameter (mm ).
  • the durability ratio is a value obtained by dividing the fatigue limit strength
  • ferrite and bainitic ferrite are prepared after appropriately preparing the component composition. It is important to build a structure containing a proper amount of retained austenite and finely dispersing retained austenite and bainitic ferrite.
  • the annealing conditions are appropriately controlled, and the steel sheet structure before annealing is martensite single-phase structure, bainite single-phase structure, or a mixture of martensite and bainite. It is important to focus on the organization.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: 0.10% to 0.35%, Si: 0.50% to 2.50%, Mn: 2.00% to less than 3.50%, P: 0.001% or more A steel slab containing 0.100% or less, S: 0.0001% or more and 0.0200% or less and N: 0.0005% or more and 0.0100% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities, Heat heated to 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, hot rolled at the finish rolling exit temperature: 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, and then wound at an average winding temperature: 200 ° C. or higher and 500 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet is held at a temperature of 740 ° C. or higher and 840 ° C. or lower for 10 s or more and 900 s or less, and then cooled to a cooling stop temperature of 150 ° C. or higher and 350 ° C. or lower at an average cooling rate of 5 ° C./s or higher and 30 ° C. or lower.
  • the cold-rolled steel sheet is held at a temperature of 740 ° C. or higher and 840 ° C. or lower for 10 s or more and 900 s or less, and cooled at an average cooling rate of 5 ° C. or more and 30 ° C. or less and 150 ° C. or more and 350 ° C. or less. Cool to the stop temperature, 2.
  • the steel slab further contains, in mass%, at least one selected from Ti: 0.005% to 0.100% and B: 0.0001% to 0.0050%. 4.
  • the steel slab is further mass%, Al: 0.01% to 1.00%, Nb: 0.005% to 0.100%, Cr: 0.05% to 1.00%, Cu : 0.05% to 1.00%, Sb: 0.002% to 0.200%, Sn: 0.002% to 0.200%, Ta: 0.001% to 0.100% , Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less, and REM: 0.0005% or more and 0.0050% or less.
  • the method for producing a high-strength steel sheet according to any one of 1 to 4 above.
  • C 0.10% to 0.35%
  • Si 0.50% to 2.50%
  • Mn 2.00% to less than 3.50%
  • P 0.001% or more 0.100% or less
  • S 0.0001% or more and 0.0200% or less
  • N 0.0005% or more and 0.0100% or less
  • the balance has a steel composition composed of Fe and inevitable impurities, Steel whose total area ratio of ferrite and bainitic ferrite is 30% to 75%, tempered martensite is 5% to 15% by area ratio, and retained austenite is 8% or more by volume ratio.
  • a high-strength steel sheet having an average crystal grain size of the retained austenite of 2 ⁇ m or less and an average free path of the bainitic ferrite of 3 ⁇ m or less.
  • the steel composition further includes, in mass%, at least one selected from Ti: 0.005% to 0.100% and B: 0.0001% to 0.0050%, High strength steel sheet as described.
  • the steel composition is further mass%, Al: 0.01% to 1.00%, Nb: 0.005% to 0.100%, Cr: 0.05% to 1.00%, Cu : 0.05% to 1.00%, Sb: 0.002% to 0.200%, Sn: 0.002% to 0.200%, Ta: 0.001% to 0.100% , Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less, and REM: 0.0005% or more and 0.0050% or less.
  • the high-strength steel plate according to 6 or 7 above.
  • a high-strength steel sheet having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and excellent in not only ductility but also stretch flangeability and fatigue characteristics can be produced with high productivity. Further, by applying the high-strength steel plate obtained according to the manufacturing method of the present invention to, for example, an automobile structural member, fuel efficiency can be improved by reducing the weight of the vehicle body, and the industrial utility value is extremely large.
  • TS tensile strength
  • the hot rolled sheet structure is mainly composed of a martensite single phase structure, a bainite single phase structure, or a structure in which martensite and bainite are mixed. This is very important.
  • CT average coiling temperature
  • cold rolling it is also important to keep the above-described structure obtained in the hot-rolled steel sheet as much as possible without breaking by controlling the reduction rate as low as possible.
  • the annealing treatment in the two-phase region of ferrite and austenite is made mainly by the martensitic single-phase structure, the bainite single-phase structure, or the mixed structure of martensite and bainite before annealing.
  • the amount of the austenite is one time, it is possible to build a structure containing appropriate amounts of ferrite, bainitic ferrite, and retained austenite, and further finely dispersing the retained austenite and bainitic ferrite.
  • a high-strength steel sheet having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and excellent not only in ductility but also in stretch flange fatigue characteristics can be produced with high productivity.
  • TS tensile strength
  • C 0.10% or more and 0.35% or less C is an important element for strengthening steel, and has a high solid solution strengthening ability and secures a desired amount of retained austenite to improve ductility. It is an indispensable element.
  • the amount of C is less than 0.10%, it becomes difficult to obtain a necessary amount of retained austenite.
  • the amount of C exceeds 0.35%, there is a concern about the embrittlement and delayed fracture of the steel sheet. Therefore, the C content is 0.10% or more and 0.35% or less, preferably 0.15% or more and 0.30% or less, more preferably 0.18% or more and 0.26% or less.
  • Si 0.50% or more and 2.50% or less
  • Si is an element effective for suppressing the decomposition of residual austenite and the formation of carbides.
  • it has the property of purifying ferrite by discharging solid solution C from ferrite to austenite and improving ductility.
  • Si dissolved in ferrite improves work hardening ability and increases the ductility of the ferrite itself.
  • the Si amount needs to be 0.50% or more.
  • the Si content is 0.50% or more and 2.50% or less, preferably 0.80% or more and 2.00% or less, more preferably 1.20% or more and 1.80% or less.
  • Mn 2.00% or more and less than 3.50%
  • Mn is effective for securing strength.
  • the hardenability is improved to facilitate complex organization.
  • Mn has the effect of suppressing the formation of ferrite and pearlite during the cooling process after hot rolling, and is an effective element for making the hot rolled sheet structure mainly composed of low-temperature transformation phase (bainite or martensite). It is.
  • Mn amount 2.00% or more.
  • the amount of Mn is 3.50% or more, Mn segregation in the thickness direction becomes remarkable, leading to deterioration of fatigue characteristics. Therefore, the Mn content is 2.00% or more and less than 3.50%, preferably 2.00% or more and 3.00% or less, more preferably 2.00% or more and 2.80% or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has a solid solution strengthening action and can be added according to a desired strength.
  • it is an element effective for complex organization in order to promote ferrite transformation.
  • P amount 0.001% or more.
  • the amount of P exceeds 0.100%, weldability is deteriorated and, when galvanizing is alloyed, the alloying speed is reduced to deteriorate the quality of galvanizing. Therefore, the P content is 0.001% to 0.100%, preferably 0.005% to 0.050%.
  • S 0.0001% or more and 0.0200% or less S segregates at the grain boundary and embrittles the steel during hot working, and also exists as a sulfide to reduce local deformability. Therefore, the amount needs to be 0.0200% or less. However, the amount of S needs to be 0.0001% or more due to restrictions on production technology. Therefore, the S content is 0.0001% to 0.0200%, preferably 0.0001% to 0.0050%.
  • N 0.0005% or more and 0.0100% or less
  • N is an element that deteriorates the aging resistance of steel.
  • the N content exceeds 0.0100%, the deterioration of aging resistance becomes significant. The smaller the amount, the better.
  • the amount of N needs to be 0.0005% or more due to restrictions on production technology. Therefore, the N content is 0.0005% or more and 0.0100% or less, preferably 0.0005% or more and 0.0070% or less.
  • the basic component has been described above, but in addition to the above components, at least one selected from Ti and B can be further contained.
  • the hot-rolled sheet structure is more advantageously formed into a structure mainly composed of a martensite single-phase structure, a bainite single-phase structure, or a structure in which martensite and bainite are mixed.
  • Ti: 0.005% or more and 0.100% or less Ti improves the strength by forming fine precipitates during hot rolling or annealing.
  • Ti precipitates N as TiN the precipitation of BN can be suppressed when B is added, and the effect of B described below is effectively expressed. In order to obtain such an effect, the Ti amount needs to be 0.005% or more.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more and 0.100% or less. More preferably, it is 0.010% or more and 0.080% or less.
  • B 0.0001% or more and 0.0050% or less
  • B is a low-temperature transformation phase (bainite, martensite), particularly martensite, which suppresses ferrite-pearlite transformation in the cooling process after hot rolling. It has the effect of being a main organization.
  • B is an element effective for strengthening steel. In order to obtain such an effect, the B content needs to be 0.0001% or more. However, when B is added excessively exceeding 0.0050%, the amount of martensite becomes excessive, and there is a concern that ductility is lowered due to an increase in strength. Therefore, the B content is preferably 0.0001% or more and 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0005% or more and 0.0030% or less.
  • Value obtained by dividing the amount of Mn by the amount of B: 2100 or less In particular, in the low Mn component system, the ferrite-pearlite transformation proceeds in the cooling process after hot rolling, and the hot-rolled sheet structure exhibits ferrite and pearlite. It is easy to become an organization including. For this reason, in order to fully express the addition effect of B mentioned above, it is preferable to make the value which remove
  • the lower limit of the value obtained by dividing the Mn amount by the B amount is not particularly limited, but is preferably about 300.
  • Al 0.01% to 1.00%, Nb: 0.005% to 0.100%, Cr: 0.05% to 1.00%, Cu : 0.05% to 1.00%, Sb: 0.002% to 0.200%, Sn: 0.002% to 0.200%, Ta: 0.001% to 0.100%
  • Ca 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • Mg 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • REM containing at least one element selected from 0.0005% or more and 0.0050% or less Can be made.
  • Al 0.01% or more and 1.00% or less
  • Al is an element effective for generating ferrite and improving the balance between strength and ductility.
  • the Al amount needs to be 0.01% or more.
  • the Al content exceeds 1.00%, the surface properties are deteriorated. Therefore, when adding Al, the content is made 0.01% to 1.00%. Preferably it is 0.03% to 0.50%.
  • Nb 0.005% or more and 0.100% or less Nb increases the strength by forming fine precipitates during hot rolling or annealing. In order to obtain such an effect, the Nb amount needs to be 0.005% or more. On the other hand, if the amount of Nb exceeds 0.100%, the moldability deteriorates. Therefore, when adding Nb, the content is made 0.005% or more and 0.100% or less.
  • Cr 0.05% or more and 1.00% or less
  • Cu 0.05% or more and 1.00% or less
  • Cr and Cu not only play a role as solid solution strengthening elements, but also austenite in the cooling process during annealing. Stabilizes and facilitates complex organization. In order to obtain such effects, the Cr amount and the Cu amount must be 0.05% or more, respectively. On the other hand, when the amount of Cr and Cu exceeds 1.00%, formability is deteriorated. Therefore, when adding Cr and Cu, the content is 0.05% or more and 1.00% or less, respectively.
  • Sb 0.002% or more and 0.200% or less
  • Sn 0.002% or more and 0.200% or less
  • Sb and Sn are decarburized in the region of several tens of ⁇ m on the surface layer of the steel sheet caused by nitriding or oxidation of the steel sheet surface From the viewpoint of suppressing the above, it can be added as necessary. If such nitriding and oxidation are suppressed, it is possible to prevent a reduction in the amount of martensite produced on the steel sheet surface and to ensure strength. In order to obtain such an effect, the Sb amount and the Sn amount must be 0.002% or more, respectively. On the other hand, if any of these elements is added in excess of 0.200%, the toughness is reduced. Therefore, when adding Sb and Sn, the content shall be 0.002% or more and 0.200% or less, respectively.
  • Ta 0.001% or more and 0.100% or less Ta, like Ti and Nb, generates alloy carbide and alloy carbonitride and contributes to high strength.
  • Nb carbide and Nb carbonitride by partially dissolving in Nb carbide and Nb carbonitride to produce composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N), the coarsening of the precipitates is remarkably suppressed, and precipitation strengthening It is thought that there is an effect of stabilizing the contribution to the strength due to.
  • Such an effect of stabilizing the precipitate can be obtained by setting Ta to 0.001% or more.
  • Ta is added in excess of 0.100%, the effect of stabilizing the precipitate is saturated and the alloy cost also increases. Therefore, when Ta is added, its content is made 0.001% or more and 0.100% or less.
  • Ca, Mg, and REM are elements used for deoxidation In addition, it is an element effective for spheroidizing the shape of sulfide and improving the adverse effect of sulfide on local ductility and stretch flangeability. In order to obtain such an effect, it is necessary to add 0.0005% or more of each. However, when Ca, Mg, and REM are added excessively exceeding 0.0050%, inclusions and the like are increased, and defects and the like are caused on the steel sheet surface and inside. Therefore, when adding Ca, Mg, and REM, the content is 0.0005% or more and 0.0050% or less, respectively.
  • components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • the method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention comprises heating a steel slab having the above-described composition to 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower and hot rolling at a finish rolling exit temperature of 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • Average winding temperature Hot rolling step of winding at 200 ° C. or more and 500 ° C.
  • Steel slab heating temperature 1100 ° C or higher and 1300 ° C or lower
  • Precipitates present in the steel slab heating stage exist as coarse precipitates in the finally obtained steel sheet and do not contribute to strength. It is necessary to redissolve the deposited Ti and Nb-based precipitates.
  • the heating temperature of the steel slab is less than 1100 ° C., it is difficult to sufficiently dissolve the carbide, and problems such as an increased risk of trouble occurring during hot rolling due to an increase in rolling load arise. It is also necessary to scale off defects such as bubbles and segregation on the surface of the slab, reduce cracks and irregularities on the steel sheet surface, and achieve a smooth steel sheet surface. Therefore, the heating temperature of the steel slab needs to be 1100 ° C. or higher.
  • the heating temperature of the steel slab exceeds 1300 ° C., the scale loss increases as the oxidation amount increases. Therefore, the heating temperature of the steel slab needs to be 1300 ° C. or lower. Therefore, the heating temperature of the steel slab is set to 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower. Preferably, it is 1150 degreeC or more and 1250 degrees C or less.
  • the steel slab is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macro segregation, but it can also be manufactured by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • the steel slab in addition to the conventional method of once cooling to room temperature and then heating again, without cooling to room temperature, it was charged in a heating furnace as a warm piece, or a slight heat retention was performed. Energy saving processes such as direct feed rolling and direct rolling, which are rolled immediately afterwards, can be applied without any problem.
  • steel slabs are made into sheet bars by rough rolling under normal conditions, but if the heating temperature is lowered, a bar heater or the like is used before finish rolling from the viewpoint of preventing troubles during hot rolling. It is preferable to heat the sheet bar.
  • Finishing rolling exit temperature of hot rolling 800 ° C. or more and 1000 ° C. or less
  • the heated steel slab is hot rolled by rough rolling and finish rolling to become a hot rolled steel plate.
  • the finish rolling exit temperature exceeds 1000 ° C.
  • the amount of oxide (scale) generated increases rapidly, the interface between the base iron and the oxide becomes rough, and the surface quality after pickling and cold rolling is high. It tends to deteriorate.
  • the ductility is adversely affected.
  • the crystal grain size becomes excessively coarse, and the fatigue characteristics are degraded.
  • the finish rolling exit temperature is less than 800 ° C.
  • the rolling load increases, the rolling load increases, the rolling reduction in the state of austenite being unrecrystallized increases, and an abnormal texture develops.
  • the in-plane anisotropy in the final product becomes remarkable, not only the uniformity of the material is impaired, but also the ductility itself is lowered. Therefore, it is necessary to set the finish rolling outlet temperature of hot rolling to 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • the temperature is 820 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • Average winding temperature after hot rolling 200 ° C. or more and 500 ° C. or less
  • the average winding temperature after hot rolling is extremely important in the production method of the present invention. That is, when the average coiling temperature after hot rolling exceeds 500 ° C., ferrite and pearlite are generated in the cooling and holding process after hot rolling, and the hot-rolled sheet structure is changed to a martensite single-phase structure or bainite single-piece structure. It becomes difficult to have a phase structure or a structure in which martensite and bainite are mixed as a main component, and in a steel sheet obtained after annealing, it becomes difficult to ensure a desired ductility and a balance between strength and ductility.
  • the average winding temperature after hot rolling needs to be 200 ° C. or higher and 500 ° C. or lower.
  • they are 300 degreeC or more and 450 degrees C or less, More preferably, they are 350 degreeC or more and 450 degrees C or less.
  • rough rolling sheets may be joined together during hot rolling to continuously perform finish rolling. Moreover, you may wind up a rough rolling board once. Moreover, in order to reduce the rolling load during hot rolling, part or all of the finish rolling may be lubricated rolling. Performing lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniform steel plate shape and uniform material. In addition, it is preferable that the friction coefficient at the time of lubrication rolling shall be 0.10 or more and 0.25 or less.
  • pickling can remove oxides on the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion properties and plating quality of the high-strength steel sheet as the final product. Moreover, pickling may be performed once, or pickling may be performed in a plurality of times.
  • Cold rolling reduction less than 30% It is also possible to cold-roll a hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the reduction ratio of cold rolling is extremely important. That is, when the rolling reduction is 30% or more, the low temperature transformation phase of the hot-rolled sheet structure is destroyed, and the steel sheet obtained after annealing contains an appropriate amount of ferrite, bainitic ferrite and residual austenite, It becomes difficult to create a structure in which austenite and bainitic ferrite are finely dispersed, and it becomes difficult to ensure the balance between ductility, strength and ductility and to ensure good fatigue properties. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is less than 30%. Preferably it is 25% or less, more preferably 20% or less.
  • the lower limit of the cold rolling reduction is not particularly limited, and may be more than 0%.
  • Annealing temperature 740 ° C. or more and 840 ° C. or less If the annealing temperature is less than 740 ° C., a sufficient amount of austenite cannot be secured during annealing. For this reason, a desired amount of retained austenite is not ensured in the end, and it becomes difficult to ensure good ductility and a balance between strength and ductility. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 840 ° C., the temperature range of the austenite single phase is reached, so that a desired amount of fine retained austenite is not finally produced, and it is difficult to ensure good ductility and a balance between strength and ductility. Become. Therefore, annealing temperature shall be 740 degreeC or more and 840 degrees C or less. Preferably they are 750 degreeC or more and 830 degrees C or less.
  • Holding time of annealing treatment 10 s or more and 900 s or less If the holding time of annealing treatment is less than 10 s, a sufficient amount of austenite cannot be secured during annealing. For this reason, a desired amount of retained austenite is not ensured in the end, and it becomes difficult to ensure good ductility and a balance between strength and ductility. On the other hand, if the holding time of the annealing treatment exceeds 900 s, a desired amount of fine retained austenite is not finally produced due to the coarsening of the crystal grains, and it becomes difficult to ensure good ductility and a balance between strength and ductility. Moreover, productivity is also inhibited. Accordingly, the holding time for the annealing treatment is set to 10 s or more and 900 s or less. Preferably they are 30 seconds or more and 750 seconds or less, More preferably, they are 60 seconds or more and 600 seconds or less.
  • Average cooling rate up to a cooling stop temperature of 150 ° C. or higher and 350 ° C. or lower 5 ° C./s or higher and 30 ° C. or lower
  • the average cooling rate up to a cooling stop temperature of 150 ° C. or higher and 350 ° C. or lower is lower than 5 ° C./s
  • cooling is performed A large amount of ferrite is generated therein, making it difficult to ensure the desired strength.
  • the average cooling rate to the cooling stop temperature of 150 ° C. or higher and 350 ° C. or lower is set to 5 ° C./s or higher and 30 ° C. or lower.
  • they are 10 degreeC / s or more and 30 degrees C / s or less.
  • the cooling in this case is preferably gas cooling, but can be performed in combination using furnace cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, or the like.
  • the cooling stop temperature exceeds 350 ° C.
  • the stop temperature is higher than the martensite transformation start point (Ms point), and therefore tempered martensite is not generated even after the subsequent reheating treatment.
  • hard fresh martensite martensite that has not been tempered
  • hole expandability stress flangeability
  • the cooling stop temperature is set to 150 ° C. or higher and 350 ° C. or lower. Preferably they are 180 degreeC or more and 320 degrees C or less.
  • Reheating temperature Over 350 ° C. and below 550 ° C.
  • the reheating temperature exceeds 550 ° C.
  • the decomposition of residual austenite occurs, and eventually the desired amount of retained austenite is not secured, and good ductility and the balance between strength and ductility are achieved. It becomes difficult to secure.
  • the heating temperature is 350 ° C. or lower, a desired amount of tempered martensite is not ensured, and it becomes difficult to ensure hole expandability (stretch flangeability).
  • the reheating temperature is set to be higher than 350 ° C. and lower than 550 ° C. Preferably they are 370 degreeC or more and 530 degrees C or less.
  • Holding time at the reheating temperature 10 s or more If the holding time at the reheating temperature is less than 10 s, the time for C concentration to austenite to proceed is insufficient, and it is difficult to finally secure a desired amount of retained austenite. Become. Accordingly, the holding time at the reheating temperature is 10 s or longer. On the other hand, even if retained for more than 600 s, the amount of retained austenite does not increase, and a remarkable improvement in ductility is not confirmed, and a tendency to saturation occurs. For this reason, the holding time at the reheating temperature is preferably 600 s or less. More preferably, it is 30 s or more and 500 s or less, More preferably, it is 60 s or more and 400 s or less. The cooling after the holding does not need to be specified, and may be cooled to a desired temperature by any method.
  • the steel sheet obtained as described above can be subjected to galvanizing treatment such as hot dip galvanizing treatment.
  • galvanizing treatment such as hot dip galvanizing treatment
  • the steel plate subjected to the annealing treatment is immersed in a galvanizing bath at 440 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, hot dip galvanizing treatment is applied, and then the plating adheres by gas wiping or the like. Adjust the amount.
  • the galvanizing alloying treatment is performed, the galvanizing alloying treatment is performed in the temperature range of 470 ° C. or more and 600 ° C.
  • the hot dip galvanizing treatment is performed at a temperature exceeding 600 ° C.
  • untransformed austenite is transformed into pearlite, and a desired volume ratio of retained austenite cannot be secured, and ductility may be lowered. Therefore, when the galvanizing alloying treatment is performed, it is preferable to perform the galvanizing alloying treatment in a temperature range of 470 ° C. or more and 600 ° C. or less. Moreover, you may perform an electrogalvanization process.
  • the rolling reduction is preferably in the range of 0.1% to 1.0%. If it is less than 0.1%, the effect is small and control is difficult, so this is the lower limit of the good range. Moreover, since productivity will fall remarkably when it exceeds 1.0%, this is made the upper limit of a favorable range.
  • the skin pass rolling may be performed online or offline. Further, a skin pass having a desired reduction rate may be performed at once, or may be performed in several steps.
  • Other production method conditions are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, the series of treatments such as annealing, hot dip galvanization, galvanizing alloying treatment, etc. are performed by CGL (Continuous Galvanizing). Line). After hot dip galvanization, wiping is possible to adjust the amount of plating.
  • the high-strength steel sheet produced by the production method of the present invention is a residual mainly responsible for ductility in a structure mainly composed of soft ferrite rich in ductility. It consists of a composite structure in which austenite, more preferably a small amount of martensite that bears strength, is dispersed. Bainitic ferrite is formed adjacent to ferrite and retained austenite / martensite, relieving the hardness difference between ferrite and retained austenite, and ferrite and martensite. Suppresses fatigue cracks that occur during fatigue tests.
  • the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite needs to be 30% or more.
  • the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite needs to be 75% or less.
  • the total area ratio of ferrite and bainitic ferrite is preferably 35% or more and 70% or less.
  • the area ratio of bainitic ferrite is preferably 5% or more.
  • the area ratio of bainitic ferrite is preferably 25% or less.
  • the bainitic ferrite referred to here is a ferrite formed in the process of cooling and holding to 600 ° C. or lower after annealing at a temperature of 740 ° C. or higher and 840 ° C. or lower, and the dislocation density compared with normal ferrite. It is a high ferrite.
  • acicular ferrite is mainly used, but polygonal ferrite and non-recrystallized ferrite may be included.
  • the area ratio of polygonal ferrite is preferably 20% or less, and the area ratio of non-recrystallized ferrite is preferably 5% or less.
  • the area ratios of polygonal ferrite and non-recrystallized ferrite may each be 0%.
  • the area ratio of ferrite and bainitic ferrite was determined by corroding 3 vol.% Nital after polishing the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate, and 1/4 thickness position (depth from the steel plate surface). 10 positions at a magnification of 2000 using a SEM (scanning electron microscope), and using the obtained tissue image, the image of Media Cybernetics was used. -The area ratio of ferrite and bainitic ferrite can be calculated for 10 visual fields by Pro, and these values can be obtained by averaging. In the above structure image, ferrite and bainitic ferrite have a gray structure (underground structure), and retained austenite and martensite have a white structure.
  • ferrite and bainitic ferrite are performed by EBSD (electron beam backscatter diffraction) measurement. That is, a crystal grain (phase) including a sub-grain boundary having a grain boundary angle of less than 15 ° is determined as bainitic ferrite, and the area ratio thereof is obtained as the area ratio of bainitic ferrite.
  • the area ratio of ferrite can be calculated by subtracting the area ratio of bainitic ferrite from the area ratio of the gray structure.
  • Tempered martensite area ratio 5% or more and 15% or less
  • the area ratio of tempered martensite needs to be 5% or more.
  • the area ratio of tempered martensite is preferably 8% or more.
  • the area ratio of tempered martensite exceeds 15%, it becomes difficult to secure a sufficient amount of retained austenite. As a result, it becomes difficult to ensure good ductility and a balance between strength and ductility, so the area ratio of tempered martensite needs to be 15% or less.
  • tempered martensite can be identified by whether or not cementite or residual austenite is contained in martensite (those containing cementite or residual austenite in martensite is tempered martensite). Further, the area ratio of tempered martensite is obtained by corroding 3 vol.% Nital after polishing the L cross section of the steel sheet, and observing 10 fields at a magnification of 2000 times using a SEM at a thickness of 1/4 position. Using the tissue images, 10 fields of view can be calculated using Image-Pro of Media Cybernetics, and those values can be averaged.
  • volume ratio of retained austenite 8% or more
  • the volume ratio of retained austenite needs to be 8% or more.
  • the volume ratio of retained austenite is preferably 10% or more.
  • the upper limit of the volume ratio of retained austenite is not particularly limited, but is about 35%. Further, the volume ratio of retained austenite is determined by diffracted X-ray intensity of the 1/4 thickness of the steel plate after polishing the steel plate to 1/4 of the thickness direction.
  • MoK ⁇ rays are used as incident X-rays, and ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ planes of the retained austenite have peak integrated intensities of ferrite ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ .
  • the intensity ratios of all 12 combinations with respect to the integrated intensity of the peak of the surface are obtained, and the average value thereof is taken as the volume ratio of retained austenite.
  • Average crystal grain size of retained austenite 2 ⁇ m or less Refinement of crystal grains of retained austenite contributes to improvement of ductility and fatigue characteristics of the steel sheet. Therefore, in order to ensure good ductility and fatigue characteristics, the average crystal grain size of retained austenite needs to be 2 ⁇ m or less. In order to ensure better ductility and fatigue properties, it is preferable that the average crystal grain size of retained austenite be 1.5 ⁇ m or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but is about 0.1 ⁇ m.
  • the average crystal grain size of residual austenite was observed with 20 fields of view at a magnification of 15000 times using a TEM (transmission electron microscope), and each residual austenite crystal was observed with Image-Pro using the obtained structure image. It is possible to obtain the area of the grains, calculate the equivalent circle diameter, and average the values.
  • the average free path of bainitic ferrite is extremely important. That is, bainitic ferrite is generated in a cooling and holding process at 600 ° C. or lower after annealing in a temperature range of 740 ° C. or higher and 840 ° C. or lower.
  • bainitic ferrite is produced adjacent to ferrite and retained austenite, and has the effect of reducing the hardness difference between ferrite and retained austenite to suppress the occurrence of fatigue cracks and crack propagation. For this reason, it is advantageous that the bainitic ferrite is densely dispersed, that is, the mean free path of the bainitic ferrite is small.
  • the mean free path of bainitic ferrite needs to be 3 ⁇ m or less. In order to ensure better fatigue characteristics, it is preferable that the mean free path of bainitic ferrite is 2.5 ⁇ m or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but is about 0.5 ⁇ m.
  • the mean free path (L BF ) of bainitic ferrite can be calculated by the following equation.
  • L BF Mean free path of bainitic ferrite ( ⁇ m)
  • d BF Average crystal grain size of bainitic ferrite ( ⁇ m)
  • f Area ratio (%) of bainitic ferrite / 100
  • the average grain size of bainitic ferrite is the area of bainitic ferrite within the measurement range calculated by EBSD (electron beam backscatter diffraction) measurement. By dividing by the number, the average area of crystal grains can be obtained and the equivalent circle diameter can be calculated.
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • microstructure according to the present invention may include carbides such as martensite, pearlite, cementite, and other steel structures other than ferrite and bainitic ferrite, tempered martensite, and retained austenite. If the area ratio is 15% or less, the effect of the present invention is not impaired.
  • the plating adhesion amount was 45 g / m 2 per side (double-sided plating), and GA had an Fe concentration in the plating layer of 9% by mass to 12% by mass.
  • TS780MPa class EL ⁇ 34%
  • TS980MPa class EL ⁇ 27%
  • TS1180MPa class EL ⁇ 23%
  • TS ⁇ EL ⁇ 27000 MPa ⁇ % were judged to be good.
  • the hole expansion test was conducted in accordance with JIS Z 2256 (2010).
  • Each steel plate obtained as described above was cut into 100 mm ⁇ 100 mm, and a hole with a diameter of 10 mm was punched out with a clearance of 12% ⁇ 1%.
  • these steel plates are held down by a die having an inner diameter of 75 mm with a wrinkle holding force: 8 ton (7.845 kN), and a punch having a 60 ° conical shape is pushed into the hole in that state, and the hole diameter at the time of crack generation (hole diameter at the crack generation limit). ) was measured. From the measured hole diameter at the time of crack generation, the critical hole expansion ratio ⁇ (%) was obtained by the following equation, and the hole expansion property was evaluated.
  • Limit hole expansion ratio ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f is a hole diameter (mm) when a crack is generated
  • D 0 is an initial hole diameter (mm).
  • TS780 MPa class ⁇ ⁇ 40%
  • TS980 MPa class ⁇ ⁇ 30%
  • TS1180 MPa class ⁇ ⁇ 20% was determined to be good.
  • Hot rolled steel sheet has a defective shape
  • the lead time cost such as when the austemper holding time (holding time in the reheating temperature range of annealing treatment) is long, the case where it does not fall under any of (1) to (4) is “High” , (4) is judged as “medium”, and (1) to (3) are judged as “bad”.
  • the plateability of hot rolling was judged to be poor when the risk of trouble occurrence during rolling due to an increase in rolling load increased.
  • the plateability of cold rolling was also judged as poor when the risk of trouble occurring during rolling due to an increase in rolling load increased.
  • TS is 780 MPa or more, and it can be seen that a high-strength steel sheet excellent in not only ductility but also hole expansibility (stretch flangeability) and fatigue characteristics can be manufactured with high productivity. Moreover, in all of the examples of the present invention, the plate properties of hot rolling and cold rolling, and the surface properties of the final annealed plate are also excellent. On the other hand, the comparative example is inferior in any one or more of tensile strength, ductility, balance between strength and ductility, hole expandability (stretch flangeability), fatigue characteristics, and productivity.

Landscapes

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

Abstract

　所定の成分組成になる鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延したのち、平均巻き取り温度：２００℃以上５００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗処理工程と、前記熱延鋼板を、７４０℃以上８４０℃以下の温度で１０ｓ以上９００ｓ以下保持したのち、５℃/s以上３０℃/s以下の平均冷却速度で１５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、ついで、前記熱延鋼板を、３５０℃超５５０℃以下の温度まで再加熱し、該再加熱温度において１０ｓ以上保持する再加熱処理工程と、をそなえる。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、主に自動車構造部材に好適な成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関し、特に７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性のみならず伸びフランジ性や疲労特性にも優れる高強度鋼板を、高い生産性の下に得ようとするものである。
　近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上で、板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている。
　特に、最近では、９８０ＭＰａ級、１１８０ＭＰａ級のＴＳを有する極めて強度の高い高強度鋼板の適用も検討されている。
　しかしながら、一般的に鋼板の高強度化は成形性の低下を招くため、高強度と優れた成形性を両立させることは難しく、高強度と優れた成形性を併せ持つ鋼板が望まれている。
　また、自動車が走行可能な距離（総走行距離）は、自動車構造部材へ適用される鋼板の疲労強度にも依存するため、優れた疲労特性を有する鋼板も望まれている。
　このような要望に対し、例えば特許文献１には、「質量％で、Ｃ：０．０６～０．６％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５～３％、Ｍｎ：０．５～３％、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）を夫々含有すると共に、焼戻マルテンサイト：全組織に対して面積率で１５％以上、フェライト：全組織に対して面積率で５～６０％、残留オーステナイト：全組織に対して体積率で５％以上、更にベイナイト及び／又はマルテンサイトを含有しても良い組織を有し、且つ、前記残留オーステナイトのうち、２％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が２０～５０％であることを特徴とする加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板」が開示されている。
　また、特許文献２には、「質量％で、Ｃ ：０．０５以上、０．３５％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、２．０％以下、Ｍｎ：０．８％以上、３．０％以下、Ｐ ：０．００１０％以上、０．１％以下、Ｓ ：０．０００５％以上、０．０５％以下、Ｎ ：０．００１０％以上、０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、を含有して、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成をもち、金属組織はフェライトまたはベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを主体とし、残留オーステナイト相を３％以上、３０％以下含む鋼板において、前記オーステナイト相がフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相と接する相界面において、前記オーステナイト相中の平均Ｃ濃度が０．６％以上、１．２％以下であり、前記オーステナイト相の中心濃度Ｃgcとオーステナイト粒の粒界の濃度ＣｇｂがＣｇｂ/Ｃｇｃ＞１．３を満たす範囲にあるオーステナイト粒が５０％以上あることを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板」が開示されている。
　特許文献３には、「質量％で、Ｃ：０．１７％以上０．７３％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：３．０％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有し、かつＳｉ＋Ａｌが０．７％以上を満足し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成からなり、鋼板組織として、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以上９０％以下、残留オーステナイト量が５％以上５０％以下、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が５％以上であり、前記マルテンサイトのうち２５％以上が焼戻しマルテンサイトであり、前記マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率、前記残留オーステナイト量および前記上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率の合計が６５％以上、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以下（０％を含む）を満足し、かつ前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．７０％以上であって、引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板」が開示されている。
　特許文献４には、「質量％で、Ｃ：０．０６超～０．２４％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５～０．５％、Ｔｉ：０．０３～０．２％、Ｖ：０．１５超～１．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量が０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５を満足する成分組成を有し、かつフェライト相が面積比率で９５％以上であり、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出するとともに、該Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物は、原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、Ｖが、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす平均組成を有することを特徴とする引張強度が９８０ＭＰa以上の高降伏比高強度冷延鋼板」が開示されている。
　特許文献５には、「Ｃ：０．０５～０．３質量％、Ｓｉ：０．０１～２．５質量％、Ｍｎ：０．５～３．５質量％、Ｐ：０．００３～０．１００質量％、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１０～１．５質量％を含有し、ＳｉとＡｌの含有量の合計が０．５～３．０質量％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率でフェライトを２０％以上、焼戻しマルテンサイトを１０～６０％、マルテンサイトを０～１０％を含み、体積率で残留オーステナイトを３～１０％含み、焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が３．０以下である金属組織を有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板」が開示されている。
　特許文献６には、「質量％で、Ｃ ：０．０６～０．６％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５～３％、Ｍｎ：０．５～３％、Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ ：０．０２％以下（０％を含む）を含有し、残部：鉄及び不可避的不純物であり、且つ、組織は、全組織に対する占積率で、焼戻マルテンサイトを１５～６０％、フェライトを５～５０％、残留オーステナイトを５％以上、及びアスペクト比が３以下の塊状マルテンサイトを１５～４５％含有しており、該塊状マルテンサイト中、平均粒径が５μｍ以下の微細マルテンサイトの占める占積率は３０％以上であることを特徴とする、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の超高強度域における伸び、及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板」が開示されている。
　また、この特許文献６には、上記の超高強度鋼板を製造する方法であって、上記の成分を満足する鋼を、Ａ3点以上１１００℃以下の温度に１０秒間以上加熱保持した後、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程を少なくとも２回包含する工程、及び（Ａ3点－２５℃）～Ａ3点の温度で１２０～６００秒加熱保持した後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却し、該温度域で１秒間以上保持する工程を包含することを特徴とする超高強度鋼板の製造方法も開示されている。
特開２００４－２１８０２５号公報 特開２０１１－１９５９５６号公報 特開２０１０－９０４７５号公報 特開２００８－１７４８０２号公報 特開２０１０－２７５６２７号公報 特許第４２６８０７９号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の高強度鋼板では、加工性および形状凍結性に優れることを、特許文献２に記載の高強度薄鋼板では、伸びと穴拡げ性に優れることを、特許文献３に記載の高強度鋼板では、加工性のなかでも、とりわけ延性と伸びフランジ性に優れることを開示している。しかし、疲労特性については、いずれの鋼板でも考慮されていない。
　特許文献４に記載の高降伏比高強度冷延鋼板では、高価な元素であるＭｏ、Ｖを用いているため、コスト高であるのみならず、伸び（ＥＬ）が１９％程度と低い。
　特許文献５に記載の高強度鋼板では、例えば９８０ＭＰａ以上のＴＳで、ＴＳ×ＥＬが２４０００ＭＰａ・％程度を示していて、汎用材と比較すれば高位ではあるものの、最近の鋼板に対する要求に応えるにはまだまだ不十分である。
　また、特許文献６に記載の超高強度鋼板は、その製造工程において、少なくとも３回の焼鈍処理を施すことが必要となるため、実機製造における生産性が低い。
　本発明は、かかる事情に鑑み、フェライトとオーステナイトの２相域での１回の焼鈍処理で、フェライトとベイニティックフェライト、残留オーステナイトを適正量含む微細な組織を造り込み、さらに焼鈍処理後の再加熱処理で適正量の焼き戻しマルテンサイトを含む組織とすることにより、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性のみならず伸びフランジ性や疲労特性にも優れる高強度鋼板を、高い生産性の下で製造することができる方法を提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の製造方法により製造される高強度鋼板を提供することを目的とする。
　なお、ここでいう高強度鋼板は、表面に亜鉛めっき処理を施した高強度亜鉛めっき鋼板も含むものとする。
　また、本発明に従い得られる鋼板において、目標とする特性は以下の通りである。
・引張強度（ＴＳ）
　７８０ＭＰａ以上
・延性
　ＴＳ７８０ＭＰａ級：ＥＬ≧３４％
　ＴＳ９８０ＭＰａ級：ＥＬ≧２７％
　ＴＳ１１８０ＭＰａ級：ＥＬ≧２３％
・強度と延性のバランス
　ＴＳ×ＥＬ≧２７０００ＭＰａ・％
・伸びフランジ性
　ＴＳ７８０ＭＰａ級：λ≧４０％
　ＴＳ９８０ＭＰａ級：λ≧３０％
　ＴＳ１１８０ＭＰａ級：λ≧２０％
　ここで、限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄf－Ｄ0）／Ｄ0｝×１００であり、Ｄfは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ0は初期穴径（ｍｍ）である。
・疲労特性
　疲労限強度≧４００ＭＰａでかつ耐久比≧０．４０
　ここで、耐久比とは、疲労限強度を引張強度で除した値である。
　さて、発明者らは、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、延性のみならず伸びフランジ性や疲労特性にも優れる鋼板を、高い生産性の下、製造すべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
（１）７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性のみならず伸びフランジ性や疲労特性にも優れる鋼板を得るには、成分組成を適正に調製した上で、フェライトとベイニティックフェライト、残留オーステナイトを適正量含み、さらには、残留オーステナイトとベイニティックフェライトを微細に分散させた組織を造り込むことが重要である。
（２）また、このような組織を造り込むには、焼鈍処理条件を適正に制御するとともに、焼鈍処理前の鋼板組織をマルテンサイト単相組織、ベイナイト単相組織、またはマルテンサイトとベイナイトが混在した組織を主体とすることが重要である。
　ここで、別途の焼鈍処理を行なうことなく、かような焼鈍処理前の鋼板組織を得るには、適正なスラブ加熱を行うとともに、熱間圧延条件の適正化、特に熱間圧延後の平均巻き取り温度（ＣＴ）を低温化することが重要である。
（３）さらに、熱間圧延後に冷間圧延を施す場合には、圧下率を低くすることにより、熱延鋼板において得られる、マルテンサイト単相組織、ベイナイト単相組織、またはマルテンサイトとベイナイトが混在した組織を主体とした組織を破壊させずに、なるべく残存させることが重要である。
（４）加えて、伸びフランジ性の向上には、焼戻しマルテンサイトが適正量含まれる組織とすることが重要であり、そのためには、焼鈍後の冷却停止温度を低下させた上で、適正な条件で再加熱処理を施すことが重要である。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
　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：０．１０％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下およびＮ：０．０００５％以上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鋼スラブを、
　１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延したのち、平均巻き取り温度：２００℃以上５００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
　前記熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗処理工程と、
　前記熱延鋼板を、７４０℃以上８４０℃以下の温度で１０ｓ以上９００ｓ以下保持したのち、５℃/s以上３０℃/s以下の平均冷却速度で１５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、ついで、
　前記熱延鋼板を、３５０℃超５５０℃以下の温度まで再加熱し、該再加熱温度において１０ｓ以上保持する再加熱処理工程と、をそなえる、高強度鋼板の製造方法。
２．前記焼鈍工程前に、前記熱延鋼板を３０％未満の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程をさらにそなえ、
　前記焼鈍工程では、前記冷延鋼板を、７４０℃以上８４０℃以下の温度で１０ｓ以上９００ｓ以下保持し、５℃/s以上３０℃/s以下の平均冷却速度で１５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
　前記再加熱処理工程では、前記冷延鋼板を、３５０℃超５５０℃以下の温度まで再加熱し、該再加熱温度で１０ｓ以上保持する、前記１に記載の高強度鋼板の製造方法。
３．前記再加熱処理工程後に、前記熱延鋼板または前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施す工程をさらにそなえる、前記１または２に記載の高強度鋼板の製造方法。
４．前記鋼スラブが、さらに質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下およびＢ：０．０００１％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記１～３のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
５．前記鋼スラブが、さらに質量％で、Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記１～４のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
６．質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下およびＮ：０．０００５％以上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鋼組成を有し、
　面積率でフェライトとベイニティックフェライトの合計が３０％以上７５％以下であり、面積率で焼戻しマルテンサイトが５％以上１５％以下であり、かつ体積率で残留オーステナイトが８％以上である鋼組織を有し、
　上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μm以下であり、上記ベイニティックフェライトの平均自由行程が３μm以下である、高強度鋼板。
７．前記鋼組成が、さらに質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下およびＢ：０．０００１％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記６に記載の高強度鋼板。
８．前記鋼組成が、さらに質量％で、Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記６または７に記載の高強度鋼板。
　本発明によれば、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性のみならず伸びフランジ性や疲労特性にも優れる高強度鋼板を高い生産性の下、製造することが可能となる。
　また、本発明の製造方法に従って得られた高強度鋼板を、例えば自動車構造部材に適用することにより、車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業的な利用価値は極めて大きい。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　本発明の製造方法では、所定の成分組成からなる鋼スラブを加熱し、ついで熱間圧延を施す。この際、熱間圧延の平均巻き取り温度（ＣＴ）を低温化することにより、熱延板組織をマルテンサイト単相組織、ベイナイト単相組織、またはマルテンサイトとベイナイトが混在した組織を主体とすることが重要である。
　また、熱間圧延後に冷間圧延を施す場合には、圧下率を極力低く制御することにより、熱延鋼板において得られる上記の組織を破壊させずになるべく残存させることも重要である。
　このようにして、焼鈍処理前の鋼板組織をマルテンサイト単相組織、ベイナイト単相組織、またはマルテンサイトとベイナイトが混在した組織を主体とすることにより、フェライトとオーステナイトの２相域での焼鈍処理を１回とする場合であっても、フェライトとベイニティックフェライト、残留オーステナイトを適正量含み、さらには、残留オーステナイトとベイニティックフェライトを微細に分散させた組織の造り込みが可能となる。
　また、焼鈍後の冷却停止温度を３５０℃以下に低下させ、適正な条件で再加熱処理を施すことで、焼戻しマルテンサイトが適正量含まれる組織とすることができる。
　その結果、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性のみならず伸びフランジ疲労特性にも優れる高強度鋼板を、高い生産性の下、製造することが可能となるのである。
　そこで、まず、本発明の製造方法における鋼の成分組成の限定理由を以下に示す。
　なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下
　Ｃは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、所望量の残留オーステナイトを確保して、延性を向上させるのに必要不可欠な元素である。
　ここに、Ｃ量が０．１０％未満では、必要な量の残留オーステナイトを得ることが困難になる。一方、Ｃ量が０．３５％を超えると、鋼板の脆化や遅れ破壊の懸念が生じる。
　従って、Ｃ量は０．１０％以上０．３５％以下、好ましくは０．１５％以上０．３０％以下、より好ましくは０．１８％以上０．２６％以下とする。
Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下
　Ｓｉは、残留オーステナイトが分解して、炭化物が生成することを抑制するのに有効な元素である。また、フェライト中で高い固溶強化能を有するとともに、フェライトからオーステナイトへ固溶Ｃを排出してフェライトを清浄化し、延性を向上させる性質を有する。さらに、フェライトに固溶したＳｉは、加工硬化能を向上させ、フェライト自身の延性を高める。こうした効果を得るには、Ｓｉ量を０．５０％以上にする必要がある。一方、Ｓｉ量が２．５０％を超えると、異常組織が発達し、延性が低下する。
　従って、Ｓｉ量は０．５０％以上２．５０％以下、好ましくは０．８０％以上２．００％以下、より好ましくは１．２０％以上１．８０％以下とする。
Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満
　Ｍｎは、強度確保のために有効である。また、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にする。同時に、Ｍｎは、熱間圧延後の冷却過程でのフェライトやパーライトの生成を抑制する作用があり、熱延板組織を低温変態相（ベイナイトもしくはマルテンサイト）主体の組織とするのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｍｎ量を２．００％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ量を３．５０％以上にすると、板厚方向のＭｎ偏析が顕著となり、疲労特性の低下を招く。
　従って、Ｍｎ量は２．００％以上３．５０％未満、好ましくは２．００％以上３．００％以下、より好ましくは２．００％以上２．８０％以下とする。
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望とする強度に応じて添加できる元素である。また、フェライト変態を促進するため、複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｐ量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐ量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させて亜鉛めっきの品質を損なわせる。
　従って、Ｐ量は０．００１％以上０．１００％以下、好ましくは０．００５％以上０．０５０％以下とする。
Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下
　Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、その量は０．０２００％以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、Ｓ量は０．０００１％以上にする必要がある。
　従って、Ｓ量は０．０００１％以上０．０２００％以下、好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下とする。
Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．０００５％以上にする必要がある。
　従って、Ｎ量は０．０００５％以上０．０１００％以下、好ましくは０．０００５％以上０．００７０％以下とする。
　以上、基本成分について説明したが、上記の成分に加えて、ＴｉおよびＢのうちから選ばれる少なくとも１種をさらに含有させることができる。特に、ＴｉおよびＢの両方を適正量含有させることで、熱延板組織をより有利にマルテンサイト単相組織、ベイナイト単相組織、またはマルテンサイトとベイナイトが混在した組織を主体とする組織に造り込むことができる。
Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下
　Ｔｉは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、微細な析出物を形成して強度を向上させる。また、ＴｉはＮをＴｉＮとして析出させるため、Ｂを添加した場合にＢＮの析出を抑制でき、次に説明するＢの効果を有効に発現させる。こうした効果を得るには、Ｔｉ量を０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．１００％を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。
　従って、Ｔｉ量は０．００５％以上０．１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上０．０８０％以下である。
Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下
　Ｂは、熱間圧延後の冷却過程において、フェライト・パーライト変態を抑制し、熱延板組織を低温変態相（ベイナイト、マルテンサイト）、中でもマルテンサイト主体の組織とする効果を有する。また、Ｂは、鋼の強化にも有効な元素である。このような効果を得るには、Ｂ量を０．０００１％以上とすることが必要である。しかしながら、Ｂは０．００５０％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイトの量が過大となって、強度上昇による延性の低下の懸念が生じる。
　従って、Ｂ量は０．０００１％以上０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上０．００３０％以下である。
Ｍｎ量をＢ量で除した値：２１００以下
　また、特に、低Ｍｎ成分系においては、熱間圧延後の冷却過程において、フェライト・パーライト変態が進行して、熱延板組織がフェライトやパーライトを含む組織となり易い。このため、上記したＢの添加効果を十分に発現させるためには、Ｍｎ量をＢ量で除した値を２１００以下とすることが好ましく、２０００以下とすることがより好ましい。なお、Ｍｎ量をＢ量で除した値の下限は特に限定されないが、３００程度が好ましい。
　また、上記の成分組成に加えて、Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を、含有させることができる。
Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下
　Ａｌは、フェライトを生成させ、強度と延性のバランスを向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が１．００％を超えると、表面性状の劣化を招く。
　従って、Ａｌを添加する場合、その含有量は０．０１％以上１．００％以下とする。好ましくは０．０３％以上０．５０％以下とする。
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下
　Ｎｂは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に微細な析出物を形成して強度を上昇させる。こうした効果を得るには、Ｎｂ量を０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｎｂ量が０．１００％を超えると、成形性が低下する。
　従って、Ｎｂを添加する場合、その含有量は０．００５％以上０．１００％以下とする。
Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下
　ＣｒおよびＣｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイトを安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Ｃｒ量およびＣｕ量を、それぞれ０．０５％以上にする必要がある。一方、ＣｒおよびＣｕ量がそれぞれ１．００％を超えると、成形性が低下する。
　従って、ＣｒおよびＣｕを添加する場合は、その含有量はそれぞれ０．０５％以上１．００％以下とする。
Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下
　ＳｂおよびＳｎは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μm程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加することができる。このような窒化や酸化を抑制すれば、鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、強度の確保に有効である。こうした効果を得るには、Ｓｂ量およびＳｎ量を、それぞれ０．００２％以上にする必要がある。一方で、これらいずれの元素についても、０．２００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。
　従って、ＳｂおよびＳｎを添加する場合は、その含有量はそれぞれ０．００２％以上０．２００％以下とする。
Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このような析出物安定化の効果は、Ｔａを０．００１％以上とすることで得られる。一方、Ｔａは０．１００％を超えて過剰に添加しても、析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。
　従って、Ｔａを添加する場合には、その含有量は０．００１％以上０．１００％以下とする。
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、局部延性および伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。このような効果を得るには、それぞれ０．０００５％以上添加することが必要である。しかしながら、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは０．００５０％を超えて過剰に添加されると、介在物等の増加を引き起こし、鋼板表面および内部に欠陥などを引き起こす。
　従って、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを添加する場合は、その含有量はそれぞれ０．０００５％以上０．００５０％以下とする。
　なお、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
　次に、本発明の製造方法における製造条件について説明する。
　本発明の高強度鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延したのち、平均巻き取り温度：２００℃以上５００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とする熱間圧延工程と、熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗処理工程と、必要に応じて熱延鋼板を３０％未満の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、熱延鋼板または冷延鋼板を、７４０℃以上８４０℃以下の温度で１０ｓ以上９００ｓ以下保持したのち、５℃/s以上３０℃/s以下の平均冷却速度で１５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、ついで、熱延鋼板または冷延鋼板を、３５０℃超５５０℃以下の温度まで再加熱し、該再加熱温度において１０ｓ以上保持する再加熱処理工程と、をそなえるものである。
　なお、上記した各工程における仕上げ圧延温度や平均巻き取り温度などの温度は、いずれも、鋼板表面の温度である。また、平均冷却速度も、鋼板表面の温度をもとに算出される。
　以下、これらの製造条件の限定理由について、説明する。
鋼スラブの加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
　鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させる必要がある。
　ここに、鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な溶解が困難であり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する必要もある。従って、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。
　一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大してしまう。そのため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にする必要がある。
　従って、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とする。好ましくは、１１５０℃以上１２５０℃以下である。
　なお、鋼スラブは、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が、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。さらに、鋼スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低目にした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
熱間圧延の仕上げ圧延出側温度: ８００℃以上１０００℃以下
　加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、疲労特性が低下する。
　一方、仕上げ圧延出側温度が８００℃未満では、圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイトが未再結晶の状態での圧下率が高くなり、異常な集合組織が発達し、結果的に、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。
　従って、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を８００℃以上１０００℃以下にする必要がある。好ましくは８２０℃以上９５０℃以下とする。
熱間圧延後の平均巻き取り温度：２００℃以上５００℃以下
　熱間圧延後の平均巻き取り温度は、本発明の製造方法において極めて重要である。
　すなわち、熱間圧延後の平均巻き取り温度が５００℃を超えると、熱間圧延後の冷却および保持過程において、フェライトやパーライトが生成し、熱延板組織をマルテンサイト単相組織、もしくはベイナイト単相組織、もしくはマルテンサイトとベイナイトが混在した組織を主体とすることが困難となり、焼鈍後に得られる鋼板において、所望の延性および強度と延性のバランスを確保することが難しくなる。一方、熱間圧延後の平均巻き取り温度が２００℃未満では、熱延鋼板の形状が悪化し、生産性が低下する。
　従って、熱間圧延後の平均巻き取り温度は２００℃以上５００℃以下にする必要がある。好ましくは３００℃以上４５０℃以下、より好ましくは３５０℃以上４５０℃以下である。
　なお、熱間圧延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下とすることが好ましい。
　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の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、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
冷間圧延の圧下率:３０％未満
　また、熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷延鋼板とすることも可能である。冷間圧延を施す場合、冷間圧延の圧下率が極めて重要である。
　すなわち、圧下率が３０％以上の場合には、熱延板組織の低温変態相が破壊され、焼鈍後に得られる鋼板において、フェライトとベイニティックフェライト、残留オーステナイトを適正量含み、さらには、残留オーステナイトとベイニティックフェライトを微細に分散させた組織を造り込むことが困難となり、延性や強度と延性のバランスの確保と良好な疲労特性の確保が難しくなる。
　従って、冷間圧延の圧下率は３０％未満とする。好ましくは２５％以下、より好ましくは２０％以下である。また、冷間圧延の圧下率の下限については特に限定されるものではなく、０％超であればよい。
　なお、圧延パスの回数、および各パスの圧下率については、特に限定する必要はなく、いずれであっても本発明の効果は発揮される。
焼鈍温度：７４０℃以上８４０℃以下
　焼鈍温度が７４０℃未満では、焼鈍中に十分な量のオーステナイトを確保できない。このため、最終的に所望量の残留オーステナイトが確保されず、良好な延性および強度と延性のバランスの確保が困難となる。一方、焼鈍温度が８４０℃を超えると、オーステナイト単相の温度域になるため、最終的に微細な残留オーステナイトが所望量生成されず、やはり良好な延性および強度と延性のバランスの確保が困難となる。
　従って、焼鈍温度は７４０℃以上８４０℃以下とする。好ましくは７５０℃以上８３０℃以下である。
焼鈍処理の保持時間：１０ｓ以上９００ｓ以下
　焼鈍処理の保持時間が１０ｓ未満では、焼鈍中に十分な量のオーステナイトを確保できない。このため、最終的に所望量の残留オーステナイトが確保されず、良好な延性および強度と延性のバランスの確保が困難となる。一方、焼鈍処理の保持時間が９００ｓを超えると、結晶粒の粗大化により、最終的に微細な残留オーステナイトが所望量生成されず、良好な延性および強度と延性のバランスの確保が困難となる。また、生産性も阻害する。
　従って、焼鈍処理の保持時間は１０ｓ以上９００ｓ以下とする。好ましくは３０ｓ以上７５０ｓ以下、より好ましくは６０ｓ以上６００ｓ以下である。
１５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度：５℃/s以上３０℃/s以下
　１５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度が５℃/s未満では、冷却中に多量のフェライトが生成し、所望の強度確保が困難となる。一方で、３０℃/sを超えると、過度に低温変態相が生成し、延性が低下する。
　従って、１５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度は５℃/s以上３０℃/s以下とする。好ましくは１０℃/ｓ以上３０℃/ｓ以下である。
　なお、この場合の冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行うことが可能である。
　また、冷却停止温度が３５０℃を超える場合、その停止温度はマルテンサイト変態開始点（Ｍｓ点）より高い温度域となるため、その後の再加熱処理を行っても、焼戻しマルテンサイトが生成されず、最終組織において、硬質なフレッシュマルテンサイト（焼戻しを受けていないマルテンサイト）が残存することとなり、結果的に、穴広げ性（伸びフランジ性）が低下する。一方、冷却停止温度が１５０℃未満の場合、多量のオーステナイトがマルテンサイトに変態し、最終的に所望量の残留オーステナイトが確保されず、良好な延性および強度と延性のバランスの確保が困難となる。
　従って、冷却停止温度は１５０℃以上３５０℃以下とする。好ましくは１８０℃以上３２０℃以下である。
再加熱温度：３５０℃超５５０℃以下
　再加熱温度が５５０℃を超える場合、残留オーステナイトの分解が生じ、最終的に所望量の残留オーステナイトが確保されず、良好な延性および強度と延性のバランスの確保が困難となる。一方、加熱温度が３５０℃以下となる場合、所望量の焼戻しマルテンサイトが確保されず、穴広げ性（伸びフランジ性）の確保が困難となる。
　従って、再加熱温度は３５０℃超５５０℃以下とする。好ましくは３７０℃以上５３０℃以下である。
再加熱温度での保持時間：１０ｓ以上
　再加熱温度での保持時間が１０ｓ未満では、オーステナイトへのＣ濃化が進行する時間が不十分となり、最終的に所望量の残留オーステナイトの確保が困難となる。従って、再加熱温度での保持時間は１０ｓ以上とする。
　一方、６００ｓを超えて滞留させても、残留オーステナイト量は増加せず、延性の顕著な向上は確認されずに、飽和傾向となる。このため、再加熱温度での保持時間は、６００ｓ以下が好ましい。
　より好ましくは３０ｓ以上５００ｓ以下、さらに好ましくは６０ｓ以上４００ｓ以下である。
　なお、保持後の冷却はとく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。
　また、上記のようにして得られた鋼板に、溶融亜鉛めっき処理等の亜鉛めっき処理を施すこともできる。
　例えば、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、前記焼鈍処理を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、所望の残留オーステナイトの体積率を確保できず、延性が低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。また、電気亜鉛めっき処理を施してもよい。
　さらに、熱処理後のスキンパス圧延を施す場合、その圧下率は０．１％以上１．０％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、１．０％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。
　なお、スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。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。
　次に、本発明の製造方法により製造される鋼板のミクロ組織について説明する。
フェライトとベイニティックフェライトの面積率の合計：３０％以上７５％以下
　本発明の製造方法により製造される高強度鋼板は、延性に富む軟質なフェライトを主体とする組織に、主として延性を担う残留オーステナイト、さらに好ましくは強度を担う少量のマルテンサイトを分散させた複合組織からなる。また、ベイニティックフェライトは、フェライトと残留オーステナイト／マルテンサイトに隣接して生成し、フェライトと残留オーステナイト、さらにはフェライトとマルテンサイトとの硬度差を緩和して、穴広げ試験時に発生する亀裂や疲労試験時に発生する疲労亀裂を抑制する。
　ここに、十分な延性を確保するため、フェライトとベイニティックフェライトの面積率の合計を３０％以上にする必要がある。一方、強度確保のため、フェライトとベイニティックフェライトの面積率の合計を７５％以下にする必要がある。より良好な延性を確保するために、フェライトとベイニティックフェライトの面積率の合計は、３５％以上７０％以下であることが好ましい。
　また、ベイニティックフェライトは、上述したように、フェライトと残留オーステナイト／マルテンサイトに隣接して生成し、フェライトと残留オーステナイト、さらにはフェライトとマルテンサイトとの硬度差を緩和して、穴広げ試験時に発生する亀裂や疲労試験時に発生する疲労亀裂を抑制する効果があるため、より良好な穴広げ性と疲労特性の確保に有効である。そのため、ベイニティックフェライトの面積率は５％以上とすることが好ましい。一方、安定的に強度を確保するため、ベイニティックフェライトの面積率は２５％以下とすることが好ましい。
　なお、ここで言うベイニティックフェライトとは、７４０℃以上８４０℃以下の温度での焼鈍後の６００℃以下への冷却および保持過程で生成するフェライトであり、通常のフェライトと比較して転位密度の高いフェライトのことである。
　また、フェライトの形態としては、アシキュラーフェライトが主体であるが、ポリゴナルフェライト、未再結晶フェライトを含んでも良い。しかし、良好な延性の確保のため、ポリゴナルフェライトの面積率は２０％以下、未再結晶フェライトの面積率は５％以下であることが好ましい。なお、ポリゴナルフェライトおよび未再結晶フェライトの面積率はそれぞれ０％であってもよい。
　また、フェライトとベイニティックフェライトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３vol.％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏによりフェライトおよびベイニティックフェライトの面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求めることができる。
　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灰色の組織（下地組織）、残留オーステナイトやマルテンサイトは白色の組織を呈している。
　さらに、フェライトとベイニティックフェライトの識別は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）測定により行う。すなわち、粒界角度が１５°未満の亜粒界を含む結晶粒（相）をベイニティックフェライトと判断し、その面積率を求めて、ベイニティックフェライトの面積率とする。また、フェライトの面積率は、上記灰色の組織の面積率からベイニティックフェライトの面積率を減じることにより算出することができる。
焼戻しマルテンサイトの面積率：５％以上１５％以下
　良好な穴広げ性（伸びフランジ性）を確保するため、焼戻しマルテンサイトの面積率は５％以上にする必要がある。より良好な穴広げ性（伸びフランジ性）を確保するために、焼戻しマルテンサイトの面積率は８％以上であることが好ましい。一方、焼戻しマルテンサイトの面積率が１５％を超えると、十分な量の残留オーステナイトの確保が困難となる。その結果、良好な延性および強度と延性のバランスの確保が困難となるため、焼戻しマルテンサイトの面積率は１５％以下にする必要がある。
　ここで、焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイト内にセメンタイトもしくは残留オーステナイトを含むかどうかで識別可能である（マルテンサイト内にセメンタイトもしくは残留オーステナイトを含むものが、焼戻しマルテンサイトである）。また、焼戻しマルテンサイトの面積率は、鋼板のＬ断面を研磨後、３vol.％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置について、ＳＥＭを用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて１０視野分算出し、それらの値を平均して求めることができる。
残留オーステナイトの体積率：８％以上
　良好な延性および強度と延性のバランスを確保するため、残留オーステナイトの体積率は８％以上にする必要がある。より良好な延性および強度と延性のバランスを確保するには、残留オーステナイトの体積率は１０％以上であることが好ましい。なお、残留オーステナイトの体積率の上限は特に限定されるものではないが３５％程度である。
　また、残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求める。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイトの｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面のピークの積分強度の、フェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度に対する、１２通り全ての組み合わせの強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とする。
残留オーステナイトの平均結晶粒径：２μm以下
　残留オーステナイトの結晶粒の微細化は、鋼板の延性および疲労特性の向上に寄与する。そのため、良好な延性および疲労特性を確保するには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を２μｍ以下にする必要がある。より良好な延性および疲労特性を確保するには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を１．５μｍ以下とすることが好ましい。また、下限については特に限定されるものではないが、０．１μｍ程度である。
　なお、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１５０００倍の倍率で２０視野観察し、得られた組織画像を用いて、前記Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏにより各々の残留オーステナイト結晶粒の面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めることができる。
ベイニティックフェライトの平均自由行程：３μm以下
　ベイニティックフェライトの平均自由行程は極めて重要である。すなわち、ベイニティックフェライトは７４０℃以上８４０℃以下の温度域での焼鈍後の６００℃以下の冷却および保持過程で生成する。ここで、ベイニティックフェライトは、フェライトと残留オーステナイトに隣接して生成し、フェライトと残留オーステナイトの硬度差を緩和して、疲労亀裂の発生や亀裂伝播を抑制する効果がある。このため、ベイニティックフェライトが密な分散状態、つまり、ベイニティックフェライトの平均自由行程が小さい方が有利である。
　ここに、良好な疲労特性を確保するためには、ベイニティックフェライトの平均自由行程を３μm以下とする必要がある。より良好な疲労特性を確保するためには、ベイニティックフェライトの平均自由行程を２．５μm以下とすることが好ましい。また、下限については特に限定されるものではないが、０．５μｍ程度である。
　なお、ベイニティックフェライトの平均自由行程（ＬBF）は、下式により算出することができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 　ＬBF：ベイニティックフェライトの平均自由行程（μｍ）
　ｄBF：ベイニティックフェライトの平均結晶粒径（μｍ）
　ｆ：ベイニティックフェライトの面積率（％）÷１００
　ここで、ベイニティックフェライトの平均結晶粒径は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）測定により算出した測定範囲内のベイニティックフェライトの面積を測定範囲内のベイニティックフェライトの結晶粒の個数で除して、結晶粒の平均面積を求め、円相当径を算出することにより求めることができる。
　なお、本発明に従うミクロ組織には、フェライトとベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト以外に、マルテンサイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物やその他鋼板の組織として公知のものが含まれていてもよく、面積率で１５％以下であれば、本発明の効果が損なわれることはない。
　表１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、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを、表２に示す条件で加熱して熱間圧延後、酸洗処理を施し、表２に示したNo.１、３～６、８、９、１２、１４、１６～１９、２１、２４、２６、２９、３１、３３、３５、３７、３８、４０、４２、４３、４７、５０、５１、５３、５６、６０では、冷間圧延を施さずに表２に示す条件で焼鈍処理を施して高強度熱延鋼板（ＨＲ）を得た。また、表２に示したNo.２、７、１０、１１、１３、１５、２０、２２、２３、２５、２７、２８、３０、３２、３４、３６、３９、４１、４４～４６、４８、４９、５２、５４、５５、５７～５９、６１では、冷間圧延した後に表２に示す条件で焼鈍処理を施して高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。さらに、一部のものについては亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。
　なお、溶融亜鉛めっき浴はＧＩでは、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６５℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ/ｍ2（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。
　なお、表１中のＡｃ1変態点（℃）は、以下の式を用いて求めた。
　Ａｃ1変態点（℃）＝７５１－１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）－２８×（％Ｍｎ）－５．５×（％Ｃｕ）＋１３×（％Ｃｒ）
　ただし、（％Ｘ）は、元素Ｘの鋼中含有量（質量％）を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　かくして得られた高強度熱延鋼板（ＨＲ）、高強度冷延鋼板（ＣＲ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）などについて、組織観察、引張試験、穴広げ試験および疲労試験を行った。
　ここで、引張試験は、引張試験片の長手が鋼板の圧延方向と垂直（Ｃ方向）になるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）およびＥＬ（全伸び）を測定した。
　なお、ここでは、ＴＳ７８０ＭＰａ級：ＥＬ≧３４％、ＴＳ９８０ＭＰａ級：ＥＬ≧２７％、ＴＳ１１８０ＭＰａ級：ＥＬ≧２３％でかつ、ＴＳ×ＥＬ≧２７０００ＭＰａ・％の場合を良好と判断した。
　また、穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して行った。上記のようにして得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断し、クリアランス１２％±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。その後、内径７５ｍｍのダイスによりしわ押さえ力：８ｔｏｎ（７．８４５ｋＮ）でこれらの鋼板を抑え、その状態で６０°円錐のポンチを穴に押し込み、亀裂発生時の穴径（亀裂発生限界における穴直径）を測定した。測定した亀裂発生時の穴径から、次式により限界穴広げ率λ（％）を求め、穴広げ性を評価した。
　　限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄf－Ｄ0）／Ｄ0｝×１００
　ここで、Ｄfは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ0は初期穴径（ｍｍ）である。
　なお、ここでは、ＴＳ７８０ＭＰａ級：λ≧４０％、ＴＳ９８０ＭＰａ級：λ≧３０％、ＴＳ１１８０ＭＰａ級：λ≧２０％の場合を良好と判定した。
　さらに、疲労試験は、疲労試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにサンプルを採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２７５（１９７８年）に準拠し、平面曲げ疲労試験を両振り（応力比：－１）、周波数：２０Ｈｚの条件で行った。
　両振り平面曲げ疲労試験において、１０7サイクルまで破断が認められなかった応力を測定し、この応力を疲労限強度とした。
　なお、疲労限強度を引張強度ＴＳで除した値（耐久比）を算出した。なお、ここでは、疲労限強度≧４００ＭＰａでかつ耐久比≧０．４０の場合を、疲労特性が良好と判断した。
　加えて、鋼板の製造に際し、生産性、さらには熱間圧延および冷間圧延時の通板性、最終の焼鈍後に得られる鋼板（以下、最終焼鈍板ともいう）の表面性状について評価を行った。
　ここで、生産性については、
　（１）熱延鋼板の形状不良が発生し、
　（２）次工程に進むために熱延鋼板の形状矯正が必要であるときや、
　（３）焼鈍処理の保持時間が長いとき、
　（４）オーステンパー保持時間（焼鈍処理の再加熱温度域での保持時間）が長いとき
などのリードタイムコストに応じて、（１）～（４）のいずれにも該当しない場合を「高」、（４）にのみ該当する場合を「中」、（１）～（３）のいずれかに該当する場合を「不良」と判断した。
　また、熱間圧延の通板性は、圧延荷重の増大による圧延時のトラブル発生の危険が増大する場合を不良と判断した。
　同様に、冷間圧延の通板性も、圧延荷重の増大による圧延時のトラブル発生の危険が増大する場合を不良と判断した。
　さらに、最終焼鈍板の表面性状については、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフできず、鋼板表面の亀裂、凹凸が増大し、平滑な鋼板表面が得られない場合を不良と判断した。また、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する場合や酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在する場合についても、不良と判断した。
　なお、組織観察については、前述した方法により行った。
　これらの結果を表３および表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　本発明例ではいずれも、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、延性のみならず穴広げ性（伸びフランジ性）や疲労特性に優れる高強度鋼板が、高い生産性の下、製造できることがわかる。また、本発明例ではいずれも、熱間圧延および冷間圧延の通板性、さらには最終焼鈍板の表面性状にも優れている。
　一方、比較例では、引張強度、延性、強度と延性のバランス、穴広げ性（伸びフランジ性）、疲労特性、生産性のいずれか一つ以上が劣っている。

Claims (8)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下およびＮ：０．０００５％以上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鋼スラブを、
    　１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延したのち、平均巻き取り温度：２００℃以上５００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
    　前記熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗処理工程と、
    　前記熱延鋼板を、７４０℃以上８４０℃以下の温度で１０ｓ以上９００ｓ以下保持したのち、５℃/s以上３０℃/s以下の平均冷却速度で１５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、ついで、
    　前記熱延鋼板を、３５０℃超５５０℃以下の温度まで再加熱し、該再加熱温度において１０ｓ以上保持する再加熱処理工程と、をそなえる、高強度鋼板の製造方法。
  2. 　前記焼鈍工程前に、前記熱延鋼板を３０％未満の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程をさらにそなえ、
    　前記焼鈍工程では、前記冷延鋼板を、７４０℃以上８４０℃以下の温度で１０ｓ以上９００ｓ以下保持し、５℃/s以上３０℃/s以下の平均冷却速度で１５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
    　前記再加熱処理工程では、前記冷延鋼板を、３５０℃超５５０℃以下の温度まで再加熱し、該再加熱温度で１０ｓ以上保持する、請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法。
  3. 　前記再加熱処理工程後に、前記熱延鋼板または前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施す工程をさらにそなえる、請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法。
  4. 　前記鋼スラブが、さらに質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下およびＢ：０．０００１％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
  5. 　前記鋼スラブが、さらに質量％で、Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１～４のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
  6. 　質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下およびＮ：０．０００５％以上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鋼組成を有し、
    　面積率でフェライトとベイニティックフェライトの合計が３０％以上７５％以下であり、面積率で焼戻しマルテンサイトが５％以上１５％以下であり、かつ体積率で残留オーステナイトが８％以上である鋼組織を有し、
    　上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μm以下であり、上記ベイニティックフェライトの平均自由行程が３μm以下である、高強度鋼板。
  7. 　前記鋼組成が、さらに質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下およびＢ：０．０００１％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項６に記載の高強度鋼板。
  8. 　前記鋼組成が、さらに質量％で、Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項６または７に記載の高強度鋼板。
PCT/JP2015/003947 2014-08-07 2015-08-05 高強度鋼板およびその製造方法 WO2016021196A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2017001527A MX387989B (es) 2014-08-07 2015-08-05 Lámina de acero de alta resistencia y método para fabricar la misma.
CN201580041892.2A CN106574319B (zh) 2014-08-07 2015-08-05 高强度钢板及其制造方法
US15/326,793 US20170204491A1 (en) 2014-08-07 2015-08-05 High-strength steel sheet and method for manufacturing same
JP2015558683A JP5967319B2 (ja) 2014-08-07 2015-08-05 高強度鋼板およびその製造方法
EP15830601.9A EP3178949B1 (en) 2014-08-07 2015-08-05 High-strength steel sheet and method for manufacturing same

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-161677 2014-08-07
JP2014161677 2014-08-07

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016021196A1 true WO2016021196A1 (ja) 2016-02-11

Family

ID=55263487

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/003947 WO2016021196A1 (ja) 2014-08-07 2015-08-05 高強度鋼板およびその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20170204491A1 (ja)
EP (1) EP3178949B1 (ja)
JP (1) JP5967319B2 (ja)
CN (1) CN106574319B (ja)
MX (1) MX387989B (ja)
WO (1) WO2016021196A1 (ja)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017145469A (ja) * 2016-02-18 2017-08-24 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板の製造方法
WO2017169329A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP2017186647A (ja) * 2016-03-31 2017-10-12 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN108699648A (zh) * 2016-02-18 2018-10-23 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板
EP3399066A4 (en) * 2016-03-07 2019-01-23 JFE Steel Corporation HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
CN114150215A (zh) * 2021-10-19 2022-03-08 首钢集团有限公司 一种汽车用低合金高强钢及其制备方法
JP2023506395A (ja) * 2019-12-19 2023-02-16 アルセロールミタル 熱間圧延熱処理鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016046582A1 (en) * 2014-09-22 2016-03-31 Arcelormittal Bumper-reinforcing system for motor vehicle
RU2749413C2 (ru) 2016-05-10 2021-06-09 Юнайтид Стейтс Стил Корпорэйшн Изделия из высокопрочной стали и способы их изготовления
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
JP6414246B2 (ja) * 2017-02-15 2018-10-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6860420B2 (ja) * 2017-05-24 2021-04-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019092483A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2019107042A1 (ja) * 2017-11-29 2019-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6614397B1 (ja) 2018-02-19 2019-12-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6760543B1 (ja) * 2018-10-17 2020-09-23 日本製鉄株式会社 鋼板及び鋼板の製造方法
JP6897874B2 (ja) 2019-01-09 2021-07-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP7638902B2 (ja) * 2019-05-07 2025-03-04 ユナイテッド ステイツ スチール コーポレイション 連続鋳造された熱間圧延高強度鋼板製品を製造する方法
CN113396239B (zh) * 2019-06-14 2022-11-08 日铁不锈钢株式会社 奥氏体系不锈钢及其制造方法
CN111944970A (zh) * 2020-09-02 2020-11-17 湖州南浔超盛金属制品有限公司 一种热轧角钢的热处理方法
CN112647014B (zh) * 2020-11-23 2022-03-22 首钢集团有限公司 一种适用于海洋大气环境用建筑结构钢及其生产方法
CN113462856B (zh) * 2021-07-02 2022-06-21 太原理工大学 一种提高刮板运输机中部槽槽帮铸钢件强韧性的热处理方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011214081A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
WO2012147898A1 (ja) * 2011-04-25 2012-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2013005714A1 (ja) * 2011-07-06 2013-01-10 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
WO2013046697A1 (ja) * 2011-09-29 2013-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP2013072101A (ja) * 2011-09-27 2013-04-22 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
WO2015019557A1 (ja) * 2013-08-09 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101152655B1 (ko) * 2010-06-18 2012-06-05 한국과학기술연구원 머리카락 내 ｄｈｅａ 설페이트 및 콜레스테롤 설페이트의 검출에 의한 여드름 질환의 평가방법
US9745639B2 (en) * 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
CA2850332C (en) * 2011-09-30 2016-06-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in mechanical cutting property, and manufacturing method thereof
KR101618477B1 (ko) * 2011-10-04 2016-05-04 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR101359281B1 (ko) * 2011-12-20 2014-02-06 주식회사 포스코 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법
JP5632947B2 (ja) * 2012-12-12 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2015151419A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011214081A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
WO2012147898A1 (ja) * 2011-04-25 2012-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2013005714A1 (ja) * 2011-07-06 2013-01-10 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP2013072101A (ja) * 2011-09-27 2013-04-22 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
WO2013046697A1 (ja) * 2011-09-29 2013-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2015019557A1 (ja) * 2013-08-09 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017145469A (ja) * 2016-02-18 2017-08-24 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板の製造方法
CN108699648A (zh) * 2016-02-18 2018-10-23 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板
CN108699648B (zh) * 2016-02-18 2020-11-03 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板
US11008635B2 (en) 2016-02-18 2021-05-18 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet
EP3399066A4 (en) * 2016-03-07 2019-01-23 JFE Steel Corporation HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
US11078552B2 (en) 2016-03-07 2021-08-03 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
WO2017169329A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP2017186647A (ja) * 2016-03-31 2017-10-12 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP2023506395A (ja) * 2019-12-19 2023-02-16 アルセロールミタル 熱間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
JP7592718B2 (ja) 2019-12-19 2024-12-02 アルセロールミタル 熱間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
CN114150215A (zh) * 2021-10-19 2022-03-08 首钢集团有限公司 一种汽车用低合金高强钢及其制备方法
CN114150215B (zh) * 2021-10-19 2022-10-21 首钢集团有限公司 一种汽车用低合金高强钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3178949B1 (en) 2020-01-29
JP5967319B2 (ja) 2016-08-10
EP3178949A4 (en) 2017-07-05
JPWO2016021196A1 (ja) 2017-04-27
EP3178949A1 (en) 2017-06-14
MX2017001527A (es) 2017-05-11
US20170204491A1 (en) 2017-07-20
MX387989B (es) 2025-03-19
CN106574319B (zh) 2019-01-01
CN106574319A (zh) 2017-04-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5967319B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5967320B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5943156B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5983895B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6179676B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6179677B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5943157B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6179675B2 (ja) 高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板、ならびに、それらの製造方法
JP5983896B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6179674B2 (ja) 高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板、ならびに、それらの製造方法
JP6372633B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018043473A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019188640A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6372632B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6930682B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2021070639A1 (ja) 高強度鋼板および衝撃吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法
JP7107464B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015558683

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

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

Ref document number: 15830601

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15326793

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2017/001527

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015830601

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2015830601

Country of ref document: EP