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WO2017026125A1 - 高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法 - Google Patents

高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2017026125A1
WO2017026125A1 PCT/JP2016/003702 JP2016003702W WO2017026125A1 WO 2017026125 A1 WO2017026125 A1 WO 2017026125A1 JP 2016003702 W JP2016003702 W JP 2016003702W WO 2017026125 A1 WO2017026125 A1 WO 2017026125A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
strength
steel sheet
hot
steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/003702
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
健二 鼓
由康 川崎
三木　祐司
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 JP2016571439A priority Critical patent/JP6245386B2/ja
Priority to EP16834824.1A priority patent/EP3336212B1/en
Priority to KR1020187002569A priority patent/KR102002737B1/ko
Priority to MX2018001635A priority patent/MX2018001635A/es
Priority to CN201680046400.3A priority patent/CN108138277B/zh
Priority to US15/735,678 priority patent/US10858717B2/en
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    • 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

Definitions

  • the present invention provides a high-strength steel sheet excellent in surface quality, strength and ductility balance, which is used in applications requiring both high strength and high formability, such as automotive steel sheets or structural materials, construction machinery, and pipes,
  • the present invention relates to an intermediate product suitable for manufacturing a high-strength steel sheet, and a method for manufacturing these intermediate products.
  • Patent Document 1 discloses that a steel added with Al, Si, and Mn is kept in the bainite transformation temperature region in the cooling process after annealing, so that C is concentrated in the austenite in the ferrite matrix, and is quasi-atmospheric at room temperature.
  • a steel called TRIP steel (or TRIP aided steel) in which a small amount of stable austenite (residual austenite) is formed is disclosed.
  • Such steel exhibits relatively high formability with TS-El balance exceeding 20000MPa even in the range of TS: 590-980MPa, but in response to the demand for higher strength exceeding TS: 980MPa. Therefore, it is difficult to ensure sufficient formability without the improvement in elongation being followed.
  • twin-induced plasticity improves the ductility by generating strain-induced twin transformation by stabilizing the austenite at room temperature by adding more than 10% of the austenite stabilizing element Mn.
  • TWIP steel using the plasticity effect has been proposed.
  • TS 700 MPa or more
  • El 40-60%
  • TS-El balance is 40,000 MPa% or more, and remarkably excellent moldability is exhibited.
  • such steel has a high alloy cost and low hot ductility at the slab stage, and the surface quality of the final product deteriorates due to cracking of the slab surface layer during bending straightening and hot rolling of the continuous casting machine. Slab care is essential. Further, since a special casting facility is required, the manufacturing cost is remarkably increased.
  • Patent Document 3 states that the austenite is stabilized by distributing Mn to austenite while improving the manufacturability by setting the Mn amount to about 5 to 10%, TS: 980-1180 MPa, El: 30-25% TRIP steel with a TS-El balance exceeding 30000 MPa% has been proposed.
  • slab cracking in the bending correction part at the time of casting is a big problem, and it has not yet solved the increase in cost due to slab care and the decrease in yield due to the deterioration of the surface quality of the final product.
  • Patent Document 4 discloses a method for producing a high-strength steel sheet that reduces slab cracking by optimizing the amount of Ti and N added to the steel components, but has a relatively low strength with an Mn of 3.0% or less. No suitable production method for high strength steel sheets with Mn exceeding 3.0% is disclosed.
  • Patent Document 5 discloses a technique for suppressing cracks by refining the microstructure in the slab by utilizing the phase transformation when the steel is once cooled to the Ar 3 temperature or lower once before the bent portion and then reheated.
  • the transformation is remarkably delayed or lowered in the high alloying steel with Mn: more than 3.0%, the casting speed and slab cracking are extremely slow to cause the phase transformation once before the bending straightening part of the continuous casting machine.
  • This technique is not always effective because it requires excessively strong cooling to cause it.
  • Patent Document 6 describes means for slowly cooling to avoid the embrittlement temperature region on the high temperature side.
  • this method reduces the surface quality due to vertical cracks and subsurface cracks by slowing down the thickness of the solidified shell (shell) and reducing the degree of the bulging phenomenon where the shell expands outward due to the pressure of the molten steel.
  • material deterioration such as ductility and stretch flangeability occurs.
  • the present invention has been made in view of the background as described above, and its purpose is to have a tensile strength of 980 MPa or more and a TS-El balance of 30000 MPa% or more, and high strength excellent in surface quality and moldability.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet and an intermediate product suitable for manufacturing the high-strength steel sheet, and a manufacturing method capable of further improving internal quality such as slab surface quality and segregation during casting.
  • the inventors of the present invention have a method that enables the production of steel having both high strength and high ductility while suppressing slab cracking and rolling cracking due to high temperature embrittlement in steel having a component composition in which the Mn content exceeds 3.0% by mass.
  • the high temperature embrittlement of high Mn steel is caused by the concentration of deformation strain at the grain boundary due to the coarsening of austenite grains during the cooling process after casting, and fine AlN, Nb (CN), MnS at the grain boundary. This is due to the combination of grain boundary embrittlement due to precipitate formation. In order to suppress them, it is very effective to appropriately control the addition amounts of Ti, N and Mn.
  • Ti forms fine Ti-based carbonitrides and sulfides in the microstructure and significantly suppresses austenite grain growth, while embrittles austenite grain boundaries such as AlN, Nb (CN), or fine MnS. Suppresses the formation of precipitates.
  • CN Nb
  • MnS fine MnS.
  • Ti addition has the additional effect of improving the strength of the final product without reducing ductility.
  • securing strength by adding Ti instead of Mn greatly contributes to improvement of workability other than ductility such as improvement in weldability and plating property, stretch flangeability, and deep drawability. It is presumed that this is because the Ti carbonitride precipitated in the steel as described above suppresses the recrystallization and grain growth of the microstructure during the reheating of the steel sheet and refines the microstructure.
  • the substitution effect of Ti and Mn is formulated, the following formula (Ti + Mn 1/2 /400)/(0.01+5N) is within a predetermined numerical range, which improves the hot ductility described above. Has been newly found to be suitable for achieving both high strength and high strength.
  • ⁇ Mn ⁇ (Mn max, i ⁇ Mn min, i ) / i (2)
  • Mn max, i and Mn min, i are the values of adjacent Mn in the EPMA line analysis (beam diameter 1 ⁇ m) between 10 mm in the width direction at the 1/4 depth position of the thickness t from the material surface. It is the density
  • ⁇ Mn be the average value of the concentration differences of all i positive / negative segregation pairs between 10 mm.
  • the component composition is further Cr: 1.0% or less by mass%, Ni: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, B: 0.0050% or less, Ca: 1.0% or less, REM: 1.0% or less, 2.
  • the specific water amount S is 0.5 L / kg steel or more and 2.5 L / kg until the solidified shell surface layer temperature reaches 900 ° C. in the secondary cooling zone.
  • a material for high-strength steel sheets that is cooled below steel and passed through the bent part and straightened part at 600 ° C to 1150 ° C and then cooled at an average cooling rate from 400 ° C to 200 ° C of 1.0 ° C / s or less. Production method.
  • ⁇ Mn ⁇ (Mn max, i ⁇ Mn min, i ) / i (2)
  • Mn max, i and Mn min, i are adjacent in the EPMA line analysis (beam diameter 1 ⁇ m) between any 10 mm in the plate width direction at the 1/4 depth position of the plate thickness t from the hot rolled material surface. This is the concentration of the maximum value of the positive segregation part and the minimum value of the negative segregation part of Mn.
  • ⁇ Mn be the average value of the concentration differences of all i positive / negative segregation pairs between 10 mm.
  • the component composition is further Cr: 1.0% or less by mass%, Ni: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, B: 0.0050% or less, Ca: 1.0% or less, REM: 1.0% or less, 5.
  • the specific water amount S is 0.5 L / kg steel or more and 2.5 L / kg until the solidified shell surface layer temperature reaches 900 ° C. in the secondary cooling zone.
  • the bent part and the straightened part are passed at 600 ° C to 1150 ° C, and then the average cooling rate from 400 ° C to 200 ° C is cooled to 1.0 ° C / s or less.
  • the component composition is further Cr: 1.0% or less by mass%, Ni: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, B: 0.0050% or less, Ca: 1.0% or less, REM: 1.0% or less, 8.
  • the specific water amount S is 0.5 L / kg steel or more 2.5 L until the solidified shell surface layer temperature in the continuous casting reaches 900 ° C. / kg steel or less was applied, the bent part and the straightened part were passed at 600 ° C or higher and 1150 ° C or lower, and then the average cooling rate from 400 ° C to 200 ° C was 1.0 ° C / s or less.
  • the component composition is further Cr: 1.0% or less by mass%, Ni: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, B: 0.0050% or less, Ca: 1.0% or less, REM: 1.0% or less, 11.
  • the specific water amount S is 0.5 L / kg steel or more and 2.5 L / kg until the solidified shell surface layer temperature in the secondary cooling zone reaches 900 ° C.
  • the bent part and the straightened part are passed at 600 ° C to 1150 ° C, and then the average cooling rate from 400 ° C to 200 ° C is cooled to 1.0 ° C / s or less.
  • the specific water amount S is 0.5 L / kg steel or more and 2.5 L / kg until the solidified shell surface layer temperature reaches 900 ° C. in the secondary cooling zone.
  • the bent part and the straightened part are passed at 600 ° C to 1150 ° C, and then the average cooling rate from 400 ° C to 200 ° C is cooled to 1.0 ° C / s or less.
  • the steel strip obtained by hot rolling at a rolling finish temperature of 3 points or more at Ar, and then winding at a temperature range of [Ms point + 50 ° C] to 700 ° C and cooling to 200 ° C or less.
  • this high-strength steel sheet has excellent workability and excellent surface quality with a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and a TS-El balance of 30000 MPa% or more.
  • a suitable intermediate product can be provided.
  • this high-strength steel sheet can improve vehicle strength and rigidity by molding parts with complex shapes, improving occupant safety and improving fuel efficiency by reducing vehicle weight. become.
  • the material for high-strength steel sheet, hot-rolled material for high-strength steel sheet, hot-rolled annealed material for high-strength steel sheet, high-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength electroplated steel sheet according to the present invention will be described in detail below.
  • the component composition of steel is common in the final product from a raw material to a high strength steel plate or a high strength plated steel plate.
  • % in this component composition means “mass%” unless otherwise specified.
  • [Ingredient composition] C 0.08% or more and 0.30% or less C not only increases the volume fraction of austenite and increases the strength, but also improves the stability and ductility of austenite. Element. This effect is not sufficiently exhibited when the C content is less than 0.08%, and the strength becomes insufficient, so the lower limit is made 0.08%. On the other hand, if the C content exceeds 0.30%, the hard phase increases excessively, which deteriorates ductility, bendability, hole expansibility or hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the upper limit is 0.30%.
  • Si 2.0% or less Si increases the solid solution C amount of austenite, and thus contributes to the improvement of the stability of austenite.
  • Si promotes internal oxidation during the annealing process and contributes to improving the plating properties by reducing the surface concentration of Mn.
  • Si is added excessively, a strong scale is formed during heating, which leads to surface quality deterioration due to surface cracks and scale marks.
  • the upper limit of Si content is 2.0%. More preferably, it is 1.0% or less, and from the viewpoint of securing excellent surface quality, it is preferably 0.5% or less.
  • Mn more than 3.0% and 10.0% or less Mn is an essential element in the present invention in order to form austenite which is thermally stable even at room temperature by being concentrated in the austenite phase. Mn contributes to forming a predetermined microstructure of the final product to be described later, and high strength and high ductility steel is obtained. Furthermore, in order to contribute to the suppression of the formation of film-like ferrite from the austenite grain boundaries and the refinement of the austenite grain size in continuous casting, the surface cracking of the slab is suppressed and the surface quality is improved. The above effect cannot be sufficiently obtained unless the Mn content is more than 3.0%, so the lower limit is made more than 3.0%. More preferably, it is 3.5% or more, and more preferably 4.0% or more.
  • the Mn content is 10.0% or less. More preferably, it is 8.0% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • Ti 0.010% or more and 0.300% or less Ti forms fine carbonitrides and clusters in steel, and contributes to refinement of austenite during casting. Moreover, since it contributes to the improvement of hot ductility by reducing precipitates that cause austenite grain boundary embrittlement such as AlN, it is an essential element in the present invention. Furthermore, Ti refines the austenite grain size of the hot-rolled coil, thereby promoting the development of the rolling texture and contributing to the improvement of deep drawability of the annealed sheet.
  • the content is preferably 0.030% or more.
  • the upper limit of the Ti content is 0.300%. More preferably, it is 0.200% or less, More preferably, it is 0.150% or less.
  • N 0.0020% or more and 0.0100% or less
  • control of the amount of N is important.
  • N combines with Ti to form fine TiN, thereby suppressing the grain growth of austenite grains in the slab during casting and contributing to the suppression of surface cracks in the slab and hot-rolled sheet.
  • it is necessary to add 0.0020% or more of N.
  • coarse TiN is formed and becomes the starting point of fracture, so that various properties such as hot ductility, toughness, fatigue fracture resistance, and hydrogen embrittlement resistance are deteriorated.
  • the upper limit is set to 0.0100%. From the above viewpoint, it is more preferably 0.0080% or less.
  • the Mn amount As described above, from the viewpoint of obtaining desired characteristics more stably, it is preferable to set the Mn amount to 3.5 to 8.0%. In this case, the lower limit of the above formula should be 1.2. This is particularly preferable for achieving both high hot ductility and strength. Thereby, any one or both of the increase in Ti and the decrease in N are promoted, and the suppression of cracking and the increase in strength due to Ti can be achieved more stably.
  • P 0.05% or less
  • P is a strong solid solution strengthening element, and therefore contributes to increasing the strength of steel.
  • excessive addition increases solidification segregation and promotes slab cracking.
  • the quality of the product is deteriorated, the welding strength is deteriorated, or the alloying of the plating is hindered, so that the surface quality is deteriorated.
  • the upper limit of the P content is 0.05%.
  • it is 0.020% or less, More preferably, it is 0.010% or less.
  • the upper limit of the S content is 0.01%. Preferably it is 0.0030% or less, More preferably, it is 0.0020% or less.
  • Al 1.5% or less Al contributes to improving the stability of austenite because it increases the amount of C dissolved in austenite.
  • the variation in the second phase fraction during annealing is reduced, contributing to material stabilization.
  • the upper limit of the Al content is 1.5%. More preferably, it is 1.0% or less, and it is preferably 0.5% or less from the viewpoint of securing an excellent surface quality. It is particularly preferably less than 0.3%.
  • the balance of the above basic components is Fe and inevitable impurities.
  • 1 type, or 2 or more types of the following component elements can be added as needed.
  • Cr, Ni, Mo and Cu each 1.0% or less Since Cr, Ni, Mo and Cu have an effect of stabilizing austenite, they can be added preferably in an amount of 0.02% or more instead of Mn. However, since addition of a large amount leads to an increase in alloy cost, the addition amount of these elements should be 1.0% or less for each element.
  • Cu when Cu is added alone, it segregates at the grain boundary of the base metal during heating and melts to form surface cracks. To suppress this, it is possible to add more than the same amount of Ni as Cu addition amount. preferable.
  • Nb and V each 0.1% or less Nb and V form fine carbonitrides and contribute to increasing the strength of steel.
  • these precipitates (carbonitrides) locally generated at the austenite grain boundaries during casting significantly deteriorate the hot ductility.
  • the formation of Nb and V carbonitrides can be strongly suppressed by positively adding Ti, but if added in a large amount, the formation of carbonitrides may be caused, so these contents Is 0.1% or less for each element.
  • it is 0.05%, More preferably, it is 0.02% or less.
  • B 0.0050% or less B has an effect of improving the hardenability of steel even in a very small amount, and can be added when it is necessary to suppress the formation of ferrite and bainite. In order to obtain this effect, 0.0005% or more is preferably added. On the other hand, as the addition amount increases, the hot strength of austenite increases and hot rolling becomes difficult, so excessive addition is not preferable. Further, in the annealing process, it is concentrated on the surface to deteriorate the plating property. In order to suppress the above disadvantages, the upper limit of the addition amount of B is set to 0.0050%. More preferably, it is 0.0015% or less.
  • Ca and REM 1.0% or less
  • Each of Ca and REM may be contained in order to control the form of sulfide in steel and improve toughness. However, addition exceeding 1.0% increases the cost but saturates the effect. Therefore, the upper limit of the content is set to 1.0% for each element.
  • each 0.20% or less Sn or Sb can be added for the purpose of improving the surface quality and stabilizing the material in order to suppress decarburization and nitridation on the steel sheet surface or generation of oxides.
  • the hot-rolled annealing material for high-strength steel plates and the high-strength steel plates manufactured using the material for high-strength steel plates of the present invention have the following structures, respectively.
  • tissue a retained austenite phase and a ferrite phase shall be included. That is, by making ferrite a main phase and having a structure having at least a retained austenite phase therein, the effect of improving the strength and ductility due to the TRIP effect described above can be obtained.
  • the ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn of the average Mn concentration ( ⁇ Mn) of the retained austenite phase to the average Mn concentration ( ⁇ Mn) of the ferrite phase is 1.5 or more for the hot-rolled annealing material for high-strength steel plates and 1.5 or more for the high-strength steel plates. It is important to be. That is, in order to obtain stable retained austenite, it is indispensable to distribute Mn in ferrite to austenite among Mn in all compositions. If the ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn is less than 1.5 at the final cold-rolled sheet stage, the ferrite becomes hard and inferior in formability, and the residual austenite becomes unstable and the ductility deteriorates.
  • the ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn needs to be 1.5 or more. More preferably, it is 3 or more and 6 or more.
  • the ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn exceeds 20
  • the above distribution is promoted, but the stability of retained austenite becomes too high and the effect of improving ductility is saturated, and conversely, the hardness difference between ferrite and austenite increases. Therefore, there is a possibility that voids are generated at the interface and workability is deteriorated.
  • heat treatment for a considerably long time is also required. In order to surely avoid these problems, it is preferable to set the upper limit of the ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn to 20 or less.
  • the Mn concentration of each phase is within a specific region at a probe diameter of 1 ⁇ m using a Electron-Probe-Micro-Analyzer (EPMA) device for a sample whose mirror-polished section is parallel to the rolling direction (L direction) of the steel sheet.
  • EPMA Electron-Probe-Micro-Analyzer
  • Quantitative analysis of the Mn concentration distribution in the sample then identify the type and distribution of the phase by polishing corrosion method and / or electron backscatter diffraction (EBSD) in the same observation area, and combine both data Can be measured.
  • the microstructure is composed of ferrite as the main phase and at least the retained austenite phase in the second phase, but the second phase may contain martensite and bainite.
  • the preferred proportions of these phases are preferably ferrite: 30 to 80%, retained austenite: 10 to 60%, martensite: 5 to 40%, and bainite: 5% or less.
  • the “%” in the organization means “volume%” unless otherwise specified.
  • the presence of ferrite rich in deformation characteristics is indispensable. That is, if the ferrite content is less than 30%, the workability such as ductility and hole expansibility is significantly deteriorated. Therefore, the lower limit of the volume fraction of ferrite is preferably 30% or more. On the other hand, if the ferrite content exceeds 80%, it is difficult to obtain a desired strength. Accordingly, the ferrite content is preferably 80% or less. More preferably, it is 70% or less.
  • the second phase fraction in the steel of the present invention is preferably 20 to 70%.
  • the second phase refers to all phases other than ferrite, and since there is a range of suitable phase fractions that can be contained in each phase, this will be described below.
  • Residual austenite is an indispensable phase in the present invention because it contributes to the improvement of ductility by the TRIP effect during processing. If the volume fraction is less than 10%, it may be difficult to secure a desired strength and exhibit excellent workability at the same strength. Accordingly, the lower limit of the volume fraction of retained austenite is preferably 10% or more. More preferably, it is 15% or more, and 20% or more is desirable from the viewpoint of particularly excellent ductility. On the other hand, if excessive retained austenite is present, the adjacent retained austenite imparts a large strain to the ferrite and promotes work hardening and void formation, resulting in a decrease in stretch flangeability and toughness. Therefore, the upper limit is preferably 60%. From the viewpoint of obtaining higher ductility at a desired strength level, 50% or less is desirable.
  • Martensite 5-40% Martensite is a useful phase for accelerating work hardening of ferrite in a low strain region and uniformly hardening the steel sheet. For this reason, it is preferable that it exists 5% or more. However, if present in a large amount, the volume fraction of retained austenite is relatively reduced, and the work hardening of ferrite in the low strain region is excessively promoted, and the TRIP phenomenon of retained austenite is induced at a lower strain. Therefore, the ductility is lowered. For this reason, the upper limit of the volume fraction of martensite is preferably 40%. In particular, from the viewpoint of excellent ductility, the volume fraction is preferably equal to or less than the volume fraction of retained austenite, more preferably 2/3 or less, and still more preferably 1/2 or less.
  • Bainite 5% or less Bainite is not preferable because the carbon concentrated in the austenite during the annealing process is precipitated as cementite, and the stability of retained austenite decreases. For this reason, it is preferable that the volume fraction of bainite be 5% or less. More preferably, it is 3% or less, More preferably, it is 1% or less.
  • the retained austenite preferably has an average crystal grain size and an average aspect ratio in the following ranges.
  • Average grain size of retained austenite 2 ⁇ m or less If the average grain size of retained austenite is 2 ⁇ m or less, the effect of residual austenite is less likely to undergo martensitic transformation with respect to processing strain and strain accumulation from ferrite accompanying processing Combined with the relaxation effect, the retained austenite remains up to a higher strain range, and the TRIP phenomenon continues, so the ductility is remarkably improved. Therefore, the average crystal grain size of retained austenite is preferably 2 ⁇ m or less. Although there is no lower limit, a special treatment is required to make the thickness lower than 0.1 ⁇ m, so that the manufacturing method of the present invention allows 0.1 ⁇ m or more.
  • Average aspect ratio of retained austenite 1.2-4.0
  • the retained austenite grains are preferably stretched in the rolling direction from the viewpoint of improving ductility.
  • the reason for this is not sufficiently clear, but the long axis direction of retained austenite is in line with the plate surface direction, which is the macro deformation direction of the steel plate in stamping, stretch forming, and deep drawing, so that residual This is thought to be due to the fact that strain accumulation at the interface between austenite and ferrite is reduced and residual austenite remains up to a higher strain range and generation of voids is suppressed.
  • the average aspect ratio of retained austenite is preferably 1.2 or more.
  • the average aspect ratio of austenite is preferably 4.0 or less. More preferably, it is 3.0 or less, More preferably, it is 2.0 or less.
  • the ratio of the number of retained austenite particles and the number of ferrite particles is preferably in the following range. Ratio of retained austenite particles / ferrite particles: 0.3 to 1.5 If the ferrite grain size is coarse relative to the fine retained austenite, the Mn diffusion path becomes non-uniform, resulting in a low Mn concentration region in the retained austenite, leading to a reduction in ductility. Therefore, the ratio obtained by dividing the number of retained austenite particles by the number of ferrite particles is preferably 1.5 or less. On the other hand, if the ferrite grains become too fine and the ratio is less than 0.3, the TRIP effect due to retained austenite does not act evenly on all ferrite particles, and ductility may decrease. For this reason, the ratio is preferably set to 0.3 or more.
  • the above-described ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn is regulated within a predetermined range at each stage of the final product, so that a high-strength steel sheet having excellent formability can be obtained with certainty.
  • the ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn at each stage can be realized by following the manufacturing conditions shown below under the above-described component composition.
  • the production conditions for high-strength steel sheet materials, hot-rolled steel sheets for high-strength steel sheets, hot-rolled annealed materials for high-strength steel sheets, high-strength steel sheets, high-strength hot-dip galvanized steel sheets, and high-strength electroplated steel sheets are shown below. .
  • the specific water S is cooled to 0.5L / kg steel or more and 2.5L / kg steel or less until the solidified shell surface layer temperature in the secondary cooling zone reaches 900 ° C. It is important to pass at a temperature of 1150 ° C. or lower and then cool at an average cooling rate from 400 ° C. to 200 ° C. of 1.0 ° C./s or lower.
  • the solidified shell surface layer portion means a region from the slab surface to a depth of 2 mm in a portion from the corner portion of the slab to 150 mm in the width direction.
  • Q cooling water amount (L / min)
  • W slab unit weight (kg steel / m)
  • Vc casting speed (m / min).
  • the passing temperature of the bending part and the correction part that is, the minimum temperature of the slab surface when passing through the bending part and the correction part shall be 600 ° C. or more and 1150 ° C. or less.
  • setting the passing temperature of the bent portion and the straightening portion to 1150 ° C. or less is effective in suppressing the bulging of the slab described above, and at the same time, reduces the strain applied to the solidified shell, It is necessary to reduce the internal cracks and obtain a product with excellent surface quality, ductility and stretch flangeability. When the temperature exceeds 1150 ° C., this effect is reduced.
  • the coarse precipitation of Ti coarsens the microstructure in the next process and degrades the TS-El balance of the final product. From the above viewpoint, 1050 ° C. or lower is more preferable, and further preferably 950 ° C. or lower.
  • the passing temperature of the bending part and the straightening part is less than 600 ° C, the slab becomes hard and the deformation load of the bending straightening device increases, so the roll life of the straightening part is shortened and the roll opening at the end of solidification The central segregation deteriorates because the light reduction due to the narrowing of the film does not work sufficiently.
  • the above temperature range has been avoided to reduce transverse cracking, or slab care has been given later, but the slab of the present invention satisfying the above steel composition and Ti, Mn relational expressions is good. A good surface quality.
  • cooling is performed at an average cooling rate from 400 ° C. to 200 ° C. of 1.0 ° C./s or less.
  • This average cooling rate is more preferably 0.1 ° C./s or less, and still more preferably 0.05 ° C./s or less, from the viewpoint of inhibiting cracking.
  • the material for high-strength steel sheet (slab) obtained according to the above casting conditions has a structure mainly composed of martensite, but the ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn in the hot-rolled annealed material for high-strength steel sheet and high-strength steel sheet is in the above-described range. Therefore, it is advantageous to set the segregation degree of Mn in the raw material for high-strength steel sheets as a starting material within a predetermined range. That is, ⁇ Mn, which is a change in Mn concentration according to the following equation (2), is set to 0.45% or more.
  • ⁇ Mn ⁇ (Mn max, i ⁇ Mn min, i ) / i (2)
  • Mn max, i and Mn min, i are the values of adjacent Mn in the EPMA line analysis (beam diameter 1 ⁇ m) between 10 mm in the width direction at the 1/4 depth position of the thickness t from the material surface.
  • ⁇ Mn the average value of the concentration differences of all i positive / negative segregation pairs between 10 mm.
  • the cooling rate at the slab 1 / 4t thickness is 10 ° C./s or less from the liquidus temperature to the solidus temperature. Can be achieved. This condition is sufficiently satisfied by the production conditions of the present invention in which the specific water amount of the secondary cooling spray is 0.5 L / kg steel to 2.5 L / kg steel. When rapid cooling with the cooling rate exceeding 10 ° C./s is performed, a sufficient Mn concentration deviation cannot be obtained, and the properties of the final product are deteriorated.
  • the high-strength steel sheet material (slab) is hot-rolled at a rolling finish temperature of Ar 3 or higher, and then wound in a temperature range of [Ms point + 50 ° C] to 700 ° C to 200 ° C or lower. By cooling, a high-strength hot-rolled steel sheet is obtained.
  • hot rolling is performed at a finish rolling temperature of Ar 3 transformation point or higher to obtain a hot rolled sheet.
  • the finish rolling temperature is lower than the Ar 3 transformation point, it is very difficult to perform hot rolling due to an increase in hot deformation resistance.
  • the finish rolling temperature exceeds 1000 ° C., a thick scale is generated on the surface and the surface quality may be deteriorated. In order to obtain better surface quality, it is preferable that the finish rolling temperature is 950 ° C. or lower.
  • the austenite grain size is refined due to the presence of fine Ti precipitates, and the final microstructure is refined to improve the TS-El balance.
  • An additional effect is obtained.
  • these Ti-based precipitates need to be sufficiently dissolved before hot rolling, it is preferable to reheat the slab to 1100 ° C. or higher. More preferably, it is 1200 ° C. or higher.
  • the upper limit is preferably set to 1300 ° C. because it causes an increase in scale loss and deterioration of surface quality due to non-uniform scale generation in the hot-rolled sheet.
  • the hot rolled material obtained through the above hot rolling and winding has a Mn concentration fluctuation ⁇ Mn of 0.50% or more according to the above-described equation (2).
  • the hot-rolled sheet for high-strength steel sheet is wound at a temperature range of [Ms point + 50 ° C.] to 700 ° C. and then cooled to 200 ° C. or lower, and then [Ac 1 transformation point ⁇ 200 ° C.] or higher.
  • a hot-rolled annealed material for high-strength steel sheets having a ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn of 1.5 or higher can be obtained.
  • the hot rolled coil after winding is held in a temperature range of [Ac 1 transformation point ⁇ 200 ° C.] or more and [Ac 1 transformation point + 100 ° C.] or less for 30 minutes or more, so that a hard low temperature such as martensite or bainite is used.
  • the transformation product phase is tempered to reduce the rolling load on the hot rolled sheet. Furthermore, since an austenite phase is formed from a portion having a high Mn concentration, concentration of Mn is further promoted from ferrite, tempered martensite, or bainite. These effects cannot be obtained when the temperature falls outside the above temperature range or when the holding time is short.
  • the hot rolled coil held in the same temperature range is once cooled to 200 ° C. or lower.
  • the ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn in the hot-rolled material can be increased to 1.5 or more by performing an intermediate heat treatment after winding.
  • the hot-rolled coil after the winding or the intermediate heat treatment is subjected to pickling according to a conventional method, and then cold-rolled or warm-rolled at a reduction rate of 15% or more to obtain a cold-rolled sheet.
  • the rolling reduction is preferably 20% or more, more preferably 25% or more.
  • the warm rolling is preferably performed by reheating the steel strip to 150 to 600 ° C.
  • the stability of retained austenite is increased, and martensite transformation is less likely to occur due to rolling strain, so that increase in rolling deformation resistance can be suppressed.
  • the effect is poor when the temperature of the warm rolling is less than 150 ° C.
  • the temperature exceeds 600 ° C. it is not preferable because the surface quality may deteriorate due to the occurrence of scale defects on the surface of the steel sheet.
  • the upper limit of the rolling reduction is not particularly limited, but if it exceeds 80%, the load on the equipment is too large, and therefore it is preferably 80% or less.
  • the temperature is maintained for 30 seconds or more and 400 minutes or less in the temperature range from Ac 1 transformation point to [Ac 1 transformation point + (Ac 3 transformation point-Ac 1 transformation point) / 2].
  • An austenite phase is formed to enrich C and Mn.
  • the austenite generation amount increases, the C and Mn enrichment amount of each austenite decreases, and the stability of the austenite decreases, so the ductility deteriorates.
  • various properties such as punchability, toughness, and bendability deteriorate.
  • the holding time is longer than 400 minutes, ferrite and austenite crystal grains are coarsened to reduce strength and ductility, and Ti precipitates are coarsened to reduce tensile strength.
  • the heating process leading to the holding in the temperature range described above is performed in a temperature range of [Ac 1 transformation point ⁇ 200 ° C.] or more and Ac 1 transformation point or less, preferably an average temperature rising rate of 1.5 ° C./s or more and 10 ° C./s. It is preferable to heat (raise the temperature) below.
  • Ti carbide or Ti cluster suppresses the grain growth of ferrite and refines the microstructure so that ductility can be improved. If the average rate of temperature rise is less than 1.5 ° C./s, the grain growth of ferrite is promoted, and the grain size of ferrite or austenite becomes coarse, which may reduce strength and ductility.
  • the cooling rate and cooling method after the soaking is not particularly specified. However, at an extremely slow cooling rate, cementite may be generated from austenite and stability may be lowered. Therefore, it is preferable to cool to 200 ° C. or lower at 0.01 ° C./s or higher. Further, at an extremely high cooling rate, the steel sheet shape is likely to be wavy, and therefore, it is preferably set to 100 ° C./s or less.
  • the annealing process is performed in a continuous annealing line (CAL), a continuous hot dipping line (CGL), or a batch annealing furnace (BAF).
  • the heat treatment may be performed a plurality of times by the same or different annealing methods with cooling in the middle. In such a case as well, it may be controlled so that the total time of the soaking time is not less than 30 seconds and not more than 400 minutes.
  • the ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn becomes 1.5 or more through the cold-rolling and annealing described above.
  • the ratio ⁇ Mn / ⁇ Mn becomes 1.7 or more through the above-described cold-rolling and annealing.
  • Metal plating treatment can be performed on the above-described cold-rolled steel sheet.
  • Examples of the metal plating treatment include hot dip galvanizing (including alloying), electrolytic galvanizing, hot dip aluminum plating, and electrolytic aluminum plating. Hereinafter, it demonstrates in order from hot dip galvanization.
  • [High-strength hot-dip galvanized steel sheet] When performing hot dip galvanization, it is preferable to carry out the following treatment in the cooling process after the annealing treatment. In addition, when annealing multiple times, it implements in the last annealing process. That is, the steel sheet after soaking annealed under the above conditions is cooled to 500 ° C. or less at an average cooling rate of 0.01 ° C./s or more and 100 ° C./s or less, and immediately after being immersed in a hot dip galvanizing bath, 0.0 to 100 ° C. or less. It is preferable to cool at a cooling rate of 1 ° C./s or more and 100 ° C./s or less.
  • the alloy in the temperature range of 450 ° C or higher and 650 ° C or lower for 10 seconds or longer, and then subject it to alloying of plating, then 0.01 ° C / s or higher to 100 ° C or lower. It is preferable to cool at a cooling rate of s or less. When the above average cooling rate is less than 0.01 ° C./s, cementite and bainite are generated, and ductility may be deteriorated. On the other hand, if it exceeds 100 ° C / s, the steel sheet may be wrinkled, wavy or cracked.
  • High-strength hot-dip aluminized steel sheet It is also possible to apply hot-dip aluminum plating.
  • the following treatment is performed in the cooling process after the annealing treatment.
  • it implements in the last annealing process. That is, the annealed steel sheet is cooled to 700 ° C. or lower at a cooling rate of 0.01 ° C./s or higher and 100 ° C./s or less, and immediately after being immersed in a molten aluminum plating bath, 0.01 ° C./s or higher to 100 ° C. or lower. It is preferable to cool at a cooling rate of ° C / s or less.
  • the alloy in the temperature range of 700 ° C or higher and 800 ° C or lower for 10 seconds or longer to accelerate the alloying treatment of the plating, and then decrease it to 100 ° C or lower from 0.01 ° C / s to 100 ° C / It is preferable to cool at a cooling rate of s or less.
  • the treatment conditions for electrogalvanizing may be a conventional method in which a steel plate is placed in a plating tank and zinc is plated via electricity.
  • Tempeering treatment For the purpose of improving ductility and punchability by tempering the martensite with respect to the steel sheet on which martensite is formed, obtained by performing the annealing treatment or any of the plating treatments and cooling to 300 ° C. or less. A tempering treatment in which the temperature is maintained for 30 seconds or more in a temperature range of 100 ° C. or more and the Ac 1 transformation point or less may be added.
  • Temper rolling may be performed for the purpose of disappearance of yield point elongation of the cold-rolled steel sheet or plated steel sheet thus obtained, adjustment of the plating surface roughness, or shape correction of the steel sheet.
  • the elongation rate is preferably 2% or less.
  • a slab having a thickness of 250 mm was manufactured by continuous casting according to the conditions shown in Table 2 after melting a steel having the composition shown in Table 1 and the balance being Fe and inevitable impurities in a converter. Subsequently, the obtained slab was hot-rolled under the conditions described in Table 3 to produce a hot-rolled sheet having a thickness of 3.2 mm. Further, this hot-rolled sheet was subjected to an intermediate heat treatment under the conditions shown in Table 4. Furthermore, it cold-rolled with the rolling reduction shown in Table 5, and it was set as the 1.6 mm thickness cold rolled sheet. This cold-rolled sheet was subjected to annealing treatment once or twice under the conditions shown in Table 5.
  • the hot dip galvanized steel sheet was prepared by forming galvanizing with a surface of 45 ⁇ 3 g / m 2 on one side and an Fe concentration of 10 ⁇ 1 mass% on the both sides and alloying at 500 ° C.
  • the Ms point, A C1 point and A C3 point of each component steel were determined from the following equations.
  • the A r3 point is the same as the Ms point.
  • ⁇ Mn in the above-described material (slab) or hot-rolled sheet (hot-rolled sheet) is the EPMA between any 10 mm in the sheet width direction at a 1/4 depth position of the sheet thickness t from the slab surface or hot-rolled sheet surface.
  • the following samples were appropriately collected from hot-rolled sheets and cold-rolled sheets to evaluate the microstructure, mechanical properties, and surface quality.
  • hot-rolled sheet and cold-rolled sheet steel strip
  • a steel piece having an L cross-section (a plane parallel to the rolling direction and perpendicular to the width direction) was collected and mirror-polished.
  • the microstructure was later revealed by etching with a 3% nitric acid ethanol solution. This was photographed with a scanning electron microscope at 10 positions at a thickness of 1/4 at a thickness of 1/4 at random.
  • the black contrast area is ferrite
  • the gray contrast area is residual austenite and martensite
  • the fine (0.1 ⁇ m or less) white spot is cementite
  • the cementite is a line of dots (straight).
  • the area that forms the layered morphology with ferrite is bainite, and the mixed structure of fine cementite and fine ferrite that does not form a point sequence is tempered martensite, and the ratio of the area area of each phase to the total area of the field of view is determined. And the volume fraction of each phase.
  • the volume fraction of retained austenite is about the above-mentioned sample (steel piece) on the surface where a depth portion of 1/4 thickness of the plate thickness is exposed from the surface of the steel piece by grinding and chemical polishing.
  • an X-ray diffractometer (apparatus: RINT2200 manufactured by Rigaku Co.) used the ferrite ferrite phase ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and austenite
  • the integrated intensity of X-ray diffraction lines with the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and ⁇ 311 ⁇ plane was measured, and these measured values were obtained from the literature (Rigaku Corporation: X-ray diffraction handbook (2000), No.
  • the volume fraction of retained austenite was calculated using the calculation formula described in 62-64).
  • the volume fraction of martensite was obtained by subtracting the volume fraction of retained austenite measured by the X-ray diffraction method from the total volume fraction of martensite and retained austenite measured from the above-described structure photograph.
  • TS tensile strength
  • El total elongation
  • Stretch flangeability was evaluated by a hole expansion test in accordance with the rules of JFST1001 (2008).
  • a 100 mm x 100 mm square specimen was taken from the annealed sheet after cold rolling, a punched hole was made using a punching tool with a clearance of 12.5%, and then a punched hole using a conical punch with a vertex angle of 60 degrees
  • the hot ductility was evaluated by taking a round bar tensile test piece with a parallel part length of 15mm, shoulder R5mm, parallel part diameter 6mm ⁇ from the slab, and the parallel part was 1300 ° C x 300s using the Cermec Master (manufactured by Fuji Electric Koki).
  • the entire slab is inspected for a total of 100m or more, 1 if there is no crack at all, 2 if there is a very slight crack that disappears at the scale-off of the heating furnace, 2
  • the case where there was a slab crack was 3, the case where it was difficult to remove the slab and it was necessary to cut and discard the slab, and 4 was determined.
  • the evaluation results are also shown in Table 2.
  • the total length of hot-rolled sheets is inspected by 200 m or more on both the front and back surfaces, and the linear pattern of scale or ground iron overlap caused by slab cracking during casting and hot rolling is 1 m. The case where it exists more than it was set as "bad", and the case where it was less than it was set as "good”.
  • the entire length of the cold-rolled sheet (steel strip) is inspected at least 1000 m on both the front and back surfaces, and the linear pattern of overlapping scales or iron bars due to slab cracking during casting and hot rolling is 1 m.
  • the high strength steel sheets of the inventive examples satisfying the component range and production condition range of the present invention have high strength of TS of 980 MPa or higher, high ductility of TS-El balance of 30000 MPa% or higher, and ⁇ of 30% or higher. Along with high stretch flangeability, deterioration of surface quality due to slab cracking and embrittlement cracking during hot ductility is completely suppressed.

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Abstract

引張強さで980MPa 以上かつTS-El バランスで30000MPa％以上を有し、さらに鋳造時のスラブ表面品質および偏析等の内部品質を向上することによって、表面品質と成形性に優れた高強度鋼板を提供する。Ｃ：0.08～0.30％、Si：2.0％以下、Mn：3.0％超10.0％以下、Ｐ：0.05％ 以下、Ｓ：0.01％以下、Al：1.5％以下、Ti：0.010～0.300％およびＮ：0.0020～0.0100％以下を、1.1≦（Ti＋Mn1/2／400）／（0.01＋５Ｎ）≦6.0 を満足する範囲にて含む成分組成と、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織とを有し、前記フェライト相の平均Mn 濃度（αMn）に対する残留オーステナイト相の平均Mn 濃度（γMn）の比γMn／αMn を1.5 以上とする。

Description

高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法
　本発明は、自動車用鋼板あるいは構造用材料、建機、パイプといった高強度と高い成形性の両立が求められる用途に供する、表面品質と強度および延性バランスとに優れた高強度鋼板および、該高強度鋼板を製造するに当たって好適な中間製品と、これらの製造方法に関する。
　自動車用鋼板あるいは構造用材料、建機、パイプといった分野に用いられる鋼は、外部からの衝撃や負荷に対して鋼製品そのものの機能維持や、鋼によって構成された構造体内部の人や物の保護のために、高強度であることが求められている。特に近年、環境負荷軽減やコスト低減の観点で鋼板の軽量化が求められているため、薄肉化しても耐久性を維持する必要があり、高強度化の要請はいや増している。
　しかしながら、一般に鋼の高強度化は成形性の劣化を招くため、高い成形性の維持が課題となってくる。強度と成形性を両立する指標としては、引張試験における引張強さ(TS)と伸び(El)の積TS×Elで表されるTS-Elバランスが高いことが重要である。
　これまで、このような用途に応える材料として、ミクロ組織の一部または全部を準安定オーステナイトと為して、これを歪誘起マルテンサイト変態させることで均一伸びを向上させる変態誘起塑性(TRIP：Transformation Induced Plasticity)効果を活用した、TRIP鋼が提案されている。
　例えば、特許文献１には、Al、Si、Mnを添加した鋼を焼鈍後の冷却過程でベイナイト変態温度域に保持することによって、フェライト母相中のオーステナイトにＣを濃化させて室温でも準安定なオーステナイト(残留オーステナイト)を少量形成させたTRIP鋼(またはTRIP aided steel)と呼ばれる鋼が開示されている。このような鋼は、TS：590－980MPaの範囲であってもTS-Elバランスが20000MPa％を超える、比較的高い成形性を発揮するが、TS：980MPa超級のさらなる高強度化の要請に対しては、伸びの改善が追随せずに十分な成形性を確保することが難しい。
　これに対して、オーステナイト安定化元素であるMnを10％超添加してオーステナイトを室温でも安定化することで、歪誘起の双晶変態を発生させて延性を向上する双晶誘起塑性(Twin Induced Plasticity)効果を利用したTWIP鋼が提案されている。例えば特許文献２には、TS：700MPa以上かつEl：40－60％でTS-Elバランスが40000MPa％以上と、顕著に優れた成形性を発揮する。しかしながら、このような鋼は合金コストが高く、またスラブ段階での熱間延性が低く、連鋳機の曲げ矯正や熱延の際にスラブ表層が割れて最終製品の表面品質が劣化するため、スラブの手入れが必須になる。さらに、特殊な鋳造設備が必要となるため、製造コストも著しく増大する。
　そこで、特許文献３には、Mn量を５～10％程度として製造性を改善しつつ、オーステナイトへのMn分配によってオーステナイトの安定化を図り、TS：980－1180MPa、El：30－25％でTS-Elバランスが30000MPa％を超えるTRIP鋼が提案されている。しかしながら、このような鋼においても、鋳造時の曲げ矯正部におけるスラブ割れは大きな課題であり、スラブ手入によるコスト増大や最終製品の表面品質劣化による歩留まり低下を解決するには至っていない。
　特許文献４には、鋼成分におけるTi,Ｎの添加量を適正化することでスラブの割れを軽減する高強度鋼板の製造方法が開示されているが、Mnが3.0％以下の比較的低強度の鋼を対象としており、Mnが3.0％超の高強度鋼板に関する適切な製造方法は開示されていない。
　特許文献５には、鋼を曲げ部までに一度Ar3温度以下に急冷後に復熱する際の相変態を利用して、スラブ内のミクロ組織を微細化して割れを抑制する手法が開示されているが、Mn：3.0％超の高合金成分鋼では変態が著しく遅延または低温化されるため、連鋳機の曲げ矯正部の前に一度相変態をさせるには著しく遅い鋳造速度やスラブ割れを引き起こすほど過大な強冷却が必要となるため、必ずしもこの手法は有効ではない。
　また、特許文献６には、緩冷却して脆化温度域を高温側に回避する手段が記載されている。ただし、この手法は緩冷却によって凝固殻(シェル)厚が薄くなり、シェルが溶鋼の圧力によって外側に膨れるバルジング現象の程度が悪化することで、縦割れや表層下割れによる表面品質の劣化、さらには内部割れや中心偏析の悪化による局所的な硬質部が延性や伸びフランジ性などの材質劣化をもたらす。また、長時間高温に保持されたまま歪を受けることから、Ti、Nb、Ｖといった最終製品の析出強化目的で添加された元素が、スラブ中で顕著に粗大化し、その後の熱延時の加熱炉内でも十分に固溶しきらないため、析出強化量が低減する欠点がある。さらに、連鋳機内で完全凝固させるためには鋳造速度(Vc)を遅くする必要があり製造能率を低下させる。
特開2001－335908号公報 特表2008－519160号公報 特許第5440672号公報 特許第3596316号公報 特許第3622687号公報 特開2011-218403号公報
　本発明は上記のような背景に鑑みて為されたものであって、その目的は引張強さで980MPa以上かつTS-Elバランスで30000MPa％以上を有する、表面品質と成形性に優れた高強度鋼板並びに該高強度鋼板を製造するに当たって好適な中間製品と、さらに鋳造時のスラブ表面品質および偏析等の内部品質を向上することを可能にする製造方法とを提供することにある。
　本発明者らは、Mn量が3.0質量％を超える成分組成の鋼において、高温脆化によるスラブ割れや圧延割れを抑制しながら高強度かつ高延性を兼備した鋼の製造が可能になる方途について鋭意究明した結果、以下の知見を得るに到った。
　すなわち、高Mn鋼の高温脆化の原因は、鋳造後の冷却過程におけるオーステナイト結晶粒の粗大化に伴う粒界への変形歪の集中と、粒界へ微細なAlN、Nb(CN)、MnS などの析出物生成による粒界脆化とが複合することにある。それらを抑制するには、Ti、ＮおよびMnの添加量を適切に制御することが非常に有効である。
　Tiは、ミクロ組織内に微細なTi系炭窒化物および硫化物を形成してオーステナイトの粒成長を著しく抑制し、一方でAlNやNb(CN)、あるいは微細なMnSといったオーステナイト粒界を脆化する析出物の生成を抑制する。従来、Ｎを固定する観点でＮ量と化学両論的に当量なTiを添加する技術が開示されているが、Mnが3.0質量％を超える鋼においては十分な量で無く、更に多量のTiを添加する必要のあることが判明した。この理由は必ずしも明確ではないが、多量のTiが高温域からTiNを生成し高温域でのγ粒成長を効果的に抑制することや、さらにTi炭化物やＣとのクラスターを形成することによって、オーステナイトの粒成長を効果的に抑制し熱間延性を改善するものと考えられる。
　また、Mnの効果も必ずしも明確ではないが、多量のMn添加に伴う凝固温度の低下、MnSの早期形成およびオーステナイト粒界のSolute-drag効果などがオーステナイトの粒成長を妨げる、と考えられる。
　この鋼は、連鋳機の矯正帯を通過するスラブ温度を低下しても脆化による割れが発生しないため、表面品質に優れるスラブが得られる。また、凝固シェル厚みが増加してバルジングを抑制できるため、縦割れや表層下割れによる表面品質低下も低減でき、さらに内部割れや中心偏析を低減して成形性の向上にも有効である。
　一方、高強度かつ高延性な鋼を得るうえで、3.0％を超えるMn添加鋼を熱延後バッチ焼鈍（BAF：Batch Annealing Furnace）で均熱処理することは極めて有効である。これにより焼き戻されたフェライト、ベイナイトまたはマルテンサイトから残留オーステナイトへ平均で1.5倍以上のMnが濃化し、冷間圧延～焼鈍後に優れた延性を発揮させることが可能になる。
　また、Ti添加は、延性を低下させずに最終製品の強度を向上する付加的な効果も有することが判明した。特に、Mnに代えてTi添加により強度確保することは、溶接性やめっき性の改善、および伸びフランジ成形性、深絞り性など延性以外の加工性の向上にも大きく寄与する。これは、先述したような鋼中に析出したTi炭窒化物が、鋼板の再加熱時においてミクロ組織の再結晶と粒成長を抑制して、ミクロ組織を微細化する効果と推定される。かような観点から、TiとMnとの置換効果を定式化すると、次式
（Ti＋Mn1/2／400）／（0.01＋５Ｎ）が所定の数値範囲にあることが、上記の熱間延性の向上と高強度化とを両立するために適当であることを新規に知見した。
　本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で
　Ｃ：0.08％以上0.30％以下、
　Si：2.0％以下、
　Mn：3.0％超10.0％以下、
　Ｐ：0.05％以下、
　Ｓ：0.01％以下、
　Al：1.5％以下、
　Ti：0.010％以上0.300％以下および
　Ｎ：0.0020％以上0.0100％以下
を、下記式（１）を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成を有し、下記式（２）に従うΔMnが0.45％以上である高強度鋼板用素材。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
　1.1≦（［Ti］＋［Mn］1/2／400）／（0.01＋５［Ｎ］）≦6.0 …（１）
　　但し、［　］は該括弧内元素の含有量（質量％）
　ΔMn＝Σ（Mnmax,i －Mnmin,i）／ｉ　…（２）
　　但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、素材表面から厚さｔの1/4深さ位置における幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径１μm)において、隣接するMnの正偏析部の最大値および負偏析部の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。
２．前記成分組成は、さらに、質量％で
　Cr：1.0％以下、
　Ni：1.0％以下、
　Mo：1.0％以下、
　Cu：1.0％以下、
　Nb：0.1％以下、
　Ｖ：0.1％以下、
　Ｂ：0.0050％以下、
　Ca：1.0％以下、
　REM：1.0％以下、
　Sn：0.20％以下および
　Sb：0.2％以下
から選択される１種または２種以上を含有する前記１に記載の高強度鋼板用素材。
３．前記１または２に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Ｓが0.5Ｌ／kg鋼以上2.5Ｌ／kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃／ｓ以下の冷却を施す高強度鋼板用素材の製造方法。
４．質量％で
　Ｃ：0.08％以上0.30％以下、
　Si：2.0％以下、
　Mn：3.0％超10.0％以下、
　Ｐ：0.05％以下、
　Ｓ：0.01％以下、
　Al：1.5％以下、
　Ti：0.010％以上0.300％以下および
　Ｎ：0.0020％以上0.0100％以下
を、下記式（１）を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成を有し、下記式（２）に従うΔMnが0.50％以上である高強度鋼板用熱延材。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
　1.1≦（［Ti］＋［Mn］1/2／400）／（0.01＋５［Ｎ］）≦6.0 …（１）
　　但し、［　］は該括弧内元素の含有量（質量％）
　ΔMn＝Σ（Mnmax,i －Mnmin,i）／ｉ　…（２）
　　但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、熱延材表面から板厚ｔの1/4深さ位置における板幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径１μm)において、隣接するMnの正偏析部の最大値および負偏析部の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。
５．前記成分組成は、さらに、質量％で
　Cr：1.0％以下、
　Ni：1.0％以下、
　Mo：1.0％以下、
　Cu：1.0％以下、
　Nb：0.1％以下、
　Ｖ：0.1％以下、
　Ｂ：0.0050％以下、
　Ca：1.0％以下、
　REM：1.0％以下、
　Sn：0.20％以下および
　Sb：0.2％以下
から選択される１種または２種以上を含有する前記４に記載の高強度鋼板用熱延材。
６．前記４または５に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Ｓが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃／ｓ以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、［Ms点＋50℃］以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却する高強度鋼板用熱延材の製造方法。
７．質量％で
　Ｃ：0.08％以上0.30％以下、
　Si：2.0％以下、
　Mn：3.0％超10.0％以下、
　Ｐ：0.05％以下、
　Ｓ：0.01％以下、
　Al：1.5％以下、
　Ti：0.010％以上0.300％以下および
　Ｎ：0.0020％以上0.0100％以下
を、下記式（１）を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成と、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織とを有し、前記フェライト相の平均Mn濃度（αMn）に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度（γMn）の比γMn／αMnが1.5以上である高強度鋼板用熱延焼鈍材。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
　1.1≦（［Ti］＋［Mn］1/2／400）／（0.01＋５［Ｎ］）≦6.0 …（１）
　　但し、［　］は該括弧内元素の含有量（質量％）
８．前記成分組成は、さらに、質量％で
　Cr：1.0％以下、
　Ni：1.0％以下、
　Mo：1.0％以下、
　Cu：1.0％以下、
　Nb：0.1％以下、
　Ｖ：0.1％以下、
　Ｂ：0.0050％以下、
　Ca：1.0％以下、
　REM：1.0％以下、
　Sn：0.20％以下および
　Sb：0.2％以下
から選択される１種または２種以上を含有する前記７に記載の高強度鋼板用熱延焼鈍材。
９．前記７または８に記載の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブとする際に、前記連続鋳造における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Ｓが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃／ｓ以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、［Ms点＋50℃］以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却することで得られた鋼帯に、更に［Ac1変態点－200℃］以上［Ac1変態点+100℃］以下の温度域に30分以上保持し、次いで200℃以下に冷却する高強度鋼板用熱延焼鈍材の製造方法。
１０．質量％で
　Ｃ：0.08％以上0.30％以下、
　Si：2.0％以下、
　Mn：3.0％超10.0％以下、
　Ｐ：0.05％以下、
　Ｓ：0.01％以下、
　Al：1.5％以下、
　Ti：0.010％以上0.300％以下および
　Ｎ：0.0020％以上0.0100％以下
を、下記式（１）を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成と、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織とを有し、前記フェライト相の平均Mn濃度（αMn）に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度（γMn）の比γMn／αMnが1.5以上である高強度鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
　1.1≦（［Ti］＋［Mn］1/2／400）／（0.01＋５［Ｎ］）≦6.0 …（１）
　　但し、［　］は該括弧内元素の含有量（質量％）
１１．前記成分組成は、さらに、質量％で
　Cr：1.0％以下、
　Ni：1.0％以下、
　Mo：1.0％以下、
　Cu：1.0％以下、
　Nb：0.1％以下、
　Ｖ：0.1％以下、
　Ｂ：0.0050％以下、
　Ca：1.0％以下、
　REM：1.0％以下、
　Sn：0.20％以下および
　Sb：0.2％以下
から選択される１種または２種以上を含有する前記１０に記載の高強度鋼板。
１２．前記１０または１１に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Ｓが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃／ｓ以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、［Ms点＋50℃］以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却し、その後、熱延鋼板に、15％以上の圧下率で冷間圧延または温間圧延を施し、次いでAc1温度以上からAc1変態点＋(Ac3変態点－Ac1変態点)／２以下の温度域に30秒以上400分以下で保持する高強度鋼板の製造方法。
１３．前記１０または１１に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Sが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃／ｓ以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、［Ms点＋50℃］以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却することで得られた鋼帯に、更に［Ac1変態点－200℃］以上［Ac1変態点+100℃］以下の温度域に30分以上保持し、次いで200℃以下に冷却し、その後、熱延鋼板に、15％以上の圧下率で冷間圧延または温間圧延を施し、次いでAc1温度以上からAc1変態点＋(Ac3変態点－Ac1変態点)／２以下の温度域に30秒以上400分以下で保持する高強度鋼板の製造方法。
１４．前記１０または１１に記載の高強度鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき被膜または溶融アルミニウムめっき被膜を有する高強度溶融めっき鋼板。
１５．前記１４に記載の高強度溶融めっき鋼板の表面に、電気めっき層を有する高強度電気めっき鋼板。
　本発明によれば、引張強さ（TS）が980MPa以上でTS-Elバランスが30000MPa％以上と加工性に優れ、さらに表面品質にも優れた高強度鋼板を提供することができる。また、かような高強度鋼板を確実に得るために好適の中間製品を提供することができる。この高強度鋼板は、例えば自動車構造部材に適用すれば、複雑な形状の部品の成形による車体強度・剛性の向上が実現し、乗員の安全性を向上しつつ、車体軽量化による燃費改善が可能になる。さらに、製造過程における歩留まりの著しい向上によるCO2排出量の低減も可能であり、総合的に地球環境負荷の低減に寄与する。
　本発明の、高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板について、以下に詳しく説明する。ここで、素材から高強度鋼板や高強度めっき鋼板の最終製品において、鋼の成分組成は共通である。以下、成分組成における各元素の限定理由から順に説明する。なお、この成分組成における「％」表示は、特に断りの無い限り「質量％」を意味する。
［成分組成］
Ｃ：0.08％以上0.30％以下
　Ｃは、オーステナイトの体積分率を増加させて高強度化するだけでなく、オーステナイトの安定性を向上し延性も高めるため、TS-Elバランスの向上に寄与する重要な元素である。この効果は、Ｃ含有量が0.08％未満では十分に発揮されず、強度が不十分となるため下限を0.08％とする。一方、Ｃ含有量が0.30％を超えると硬質相が増えすぎて延性や曲げ性、穴拡げ性あるいは耐水素脆性を劣化させる。従って、上限は0.30％とする。
Si：2.0％以下
　Siは、オーステナイトの固溶Ｃ量を増大するため、オーステナイトの安定性向上に寄与する。また、焼鈍時の二相域温度幅を拡大することで、焼鈍時の第二相分率の変動を低減し材質安定化にも寄与する。さらに、Siは焼鈍過程における内部酸化を促進し、Mnの表面濃化を低減することでめっき性の向上に寄与する。これらの効果を得るには少なくとも0.1％以上添加することが好ましい。しかし、過剰にSiを添加すると加熱時に強固なスケールを形成するため、表面割れやスケール痕による表面品質の劣化を招く。また、焼鈍時にも鋼板表面に酸化物を形成してめっき性や化成処理性を阻害する。これらを防止するため、Si含有量の上限は2.0％とする。より好ましくは、1.0％以下であり、さらに優れた表面品質を確保する観点からは、0.5％以下とすることが好ましい。
Mn：3.0％超10.0％以下
　Mnは、オーステナイト相に濃化させることで室温でも熱的に安定なオーステナイトを形成させるために本発明で必須の元素である。Mnは、後述する最終製品の所定のミクロ組織を形成することに寄与し、高強度かつ高延性な鋼が得られる。さらに、連続鋳造におけるオーステナイト粒界からのフィルム状フェライトの生成の抑制やオーステナイト粒径の微細化にも寄与するため、スラブの表面割れを抑制し表面品質の向上にも寄与する。
　上記の効果は、Mn含有量が3.0％超でないと十分に得られないため、下限は3.0％超とする。より好ましくは3.5％以上であり、より好ましくは4.0％以上である。一方、10.0％を超えて含有すると、合金コストが増大するだけでなく、脆化相の生成に伴って熱間延性の著しい劣化を招き、連続鋳造や熱間圧延の際に表面割れを生じて歩留まりが著しく損なわれる。さらに、めっき性や化成処理性、溶接性が損なわれる。このため、Mn含有量は10.0％以下とする。より好ましくは、8.0％以下であり、特に好ましくは6.0％以下である。
Ti：0.010％以上0.300％以下
　Tiは、鋼中で微細な炭窒化物やクラスターを形成するため、鋳造時においてはオーステナイトの微細化に寄与する。また、AlNなどオーステナイト粒界脆化をもたらす析出物を低減して熱間延性の向上に寄与するため、本発明で必須の元素である。さらに、Tiは熱延コイルのオーステナイト粒径を微細化するため圧延集合組織の発達を促し、焼鈍板の深絞り性向上に寄与する。それに加えて、熱延焼鈍板中の組織形成にも不可欠であり、後述するフェライトとオーステナイトの微細化やアスペクト比の付与にも寄与するため、最終製品の高強度化と高成形性化が達成される。
　これらの効果を得るためには、少なくとも0.010％のTiが必須になる。より高い効果を得るには0.030％以上とすることが好ましい。一方、0.300％を超えて含有すると、粗大なTiNや多量のTiCを形成して熱間延性や靭性、耐疲労破壊性、あるいは均一伸びといった特性を著しく劣化させる。このため、Ti含有量の上限は0.300％とする。より好ましくは0.200％以下であり、さらに好ましくは0.150％以下である。
Ｎ：0.0020％以上0.0100％以下
　本発明において、Ｎ量の制御は重要である。ＮはTiと結合し微細なTiNを形成することで鋳造時のスラブ中のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、スラブや熱延板の表面割れの抑制に寄与する。この効果を得るためには、Ｎを0.0020％以上添加する必要がある。しかし、0.0100％を超えて過剰に添加すると、粗大なTiNを形成して破壊の起点となるため、熱間延性や靭性、耐疲労破壊性、あるいは耐水素脆性などの諸特性を劣化させる。また、過剰のＮは固溶状態でも、最終製品の時効を顕著に促進し、材質変化に伴い延性が著しく損なわれる場合がある。このため、上限は0.0100％とする。上記の観点で、より好ましくは0.0080％以下である。
　さらに、上記したMn、TiおよびＮの３成分の含有量につき、次式を満足させることが肝要である。
1.1≦（Ti＋Mn1/2／400）／（0.01＋５Ｎ）≦6.0
　ＮはTiやMnに対して過剰に存在すると、鋳造時のスラブ表層におけるオーステナイト粒径の粗大化や、AlN析出などの析出に伴う粒界脆化を招く。さらに、粗大TiNでTiが固定されてしまうと、焼鈍板の微細化に寄与する微細Ti析出物が減少し加工性が低下する。このため、Ti含有量およびMn含有量はＮ含有量と適切にバランスさせる必要があり、この点を鋭意検討した結果、（Ti＋Mn1/2／400）／（0.01＋５Ｎ）が1.1以上であれば、スラブ表面割れを抑制しつつ、最終製品の高強度－高加工性も両立し得る鋼を製造可能であることが新たに判明した。従って、上式の下限を1.1とした。
　一方で、6.0を超えるまでTiおよびMnを過剰に添加すると、上記の効果は飽和し、前記したTi やMnの硬質相・脆化相による熱間延性の低下や、Mnによるめっき性の低下が特に顕著になることから、上限を6.0とした。より好ましくは4.0以下、さらに好ましくは2.5以下である。
　前述のように、より安定して所望の特性を得る観点からは、Mn量を3.5～8.0％とすることが好適であるが、その際には、上記の式の下限を1.2とすることが高い熱間延性と強度を両立する上で特に好ましい。これにより、Tiの増加およびＮの低減のいずれか一方か両方が促進し、Tiによる割れの抑制と強度の上昇をより安定して達成することができる。
Ｐ：0.05％以下
　Ｐは、強力な固溶強化元素であるため、鋼の高強度化に寄与する。しかし、過剰に添加すると、凝固偏析が増大し、スラブ割れを助長する。さらに、製品の材質劣化や溶接強度の劣化、あるいはめっきの合金化を阻害するため表面品質の劣化を招く。このため、Ｐ含有量の上限は0.05％とする。好ましくは0.020％以下、より好ましくは0.010％以下である。
Ｓ：0.01％以下
　Ｓは、過剰に添加すると、凝固偏析を助長して溶接強度を劣化するとともに、MnSを形成し鋼板の加工性を劣化する。さらに、赤熱脆化を招いて熱間延性が低下する。このため、Ｓ含有量の上限は0.01％とする。好ましくは0.0030％以下、より好ましくは0.0020％以下である。
Al：1.5％以下
　Alはオーステナイトの固溶Ｃ量を増大するため、オーステナイトの安定性向上に寄与する。また、焼鈍時の二相域温度幅を拡大することで、焼鈍時の第二相分率の変動を低減し材質安定化にも寄与する。これらの効果を得るには少なくとも0.1％は添加することが好ましい。しかし、過剰に添加すると焼鈍時に鋼板表面に酸化物を形成してめっき性や化成処理性を阻害する。これらを防止するため、Al含有量の上限は1.5％とする。より好ましくは、1.0％以下であり、さらに優れた表面品質を確保する観点では0.5％以下とすることが好ましい。特に好ましくは0.3％未満とすることである。
　以上の基本成分の残部は、Feおよび不可避不純物である。
　また、上記基本成分に加えて、必要に応じて、以下の成分元素の１種または２種以上を添加することができる。
Cr、Ni、MoおよびCu：各1.0％以下
　Cr、Ni、MoおよびCuはオーステナイトを安定化する効果があるため、Mnの代わりにそれぞれ、好ましくは0.02％以上で添加することができる。ただし、多量の添加は合金コストの増大を招くため、これらの添加量は各元素で1.0％以下とする。
　なお、Cuは単独で添加すると、加熱時に地鉄の結晶粒界に偏析して溶融し表面割れを形成するため、これを抑制するためにCu添加量と同量以上のNiを添加することが好ましい。
NbおよびＶ：各0.1％以下
　NbおよびＶは、微細な炭窒化物を形成し、鋼の高強度化に寄与する。そのためには、各々0.005％以上で添加することが好ましい。しかしながら、鋳造時にはオーステナイト粒界に局所的に生成したこれらの析出物（炭窒化物）が熱間延性を著しく劣化する。本発明鋼においてはTiを積極添加することで、NbおよびＶの炭窒化物の形成を強く抑制できるものの、多量に添加すれば炭窒化物の形成をまねく、おそれがあるため、これらの含有量は各元素で0.1％以下とする。好ましくは0.05％であり、より好ましくは、0.02％以下である。特にスラブ割れの抑制の観点では、Ti量の半分以下とすることが好ましい。
Ｂ：0.0050％以下
　Ｂは、極微量でも鋼の焼入れ性を向上する効果があり、フェライトやベイナイトの生成を抑制する必要がある場合に添加することができる。この効果を得るには、0.0005％以上添加することが好ましい。
　一方、添加量が増加するほどオーステナイトの熱間強度を増大し、熱間圧延が困難になるため過剰な添加は好ましくない。また、焼鈍工程においては表面に濃化しめっき性を劣化させる。以上のデメリットを抑制するため、Ｂの添加量の上限は0.0050％とする。より好ましくは0.0015％以下である。
CaおよびREM：各1.0％以下
　CaまたはREMは、鋼中の硫化物の形態を制御し靭性などを向上するために含有させてもよい。ただし、1.0％を超えて添加すると、コストが増大するが効果は飽和する。そこで、含有量の上限を各元素で1.0％とする。
SnおよびSb：各0.20％以下
　SnまたはSbは、鋼板表面における脱炭や窒化、あるいは酸化物の生成を抑制するため、表面品質の向上や材質の安定化の目的で添加することができる。この効果を得るには、特に各元素で0.006％以上の添加が好ましい。より好ましくは0.010％以上である。しかし、過剰に添加しても効果は飽和し、むしろ延性の低下を招くので、添加量の上限は各元素で0.20％とする。
　また、本発明の高強度鋼板用素材を用いて製造される、高強度鋼板用熱延焼鈍材および高強度鋼板は、それぞれ以下に示す組織を有することが重要である。
［組織］
　組織としては、残留オーステナイト相およびフェライト相を含むものとする。すなわち、フェライトを主相とし、これに少なくとも残留オーステナイト相を有する組織とすることで、前述したTRIP効果による強度および延性の向上効果を得ることができる。
　前記組織において、前記フェライト相の平均Mn濃度（αMn）に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度（γMn）の比γMn／αMnが、高強度鋼板用熱延焼鈍材で1.5以上、高強度鋼板で1.5以上である、ことが肝要である。
　すなわち、安定な残留オーステナイトを得るには、全組成中のMnのうちフェライト中のMnをオーステナイトへと分配することが不可欠である。最終の冷延板の段階にて、比γMn／αMnが1.5未満では、フェライトが硬質になって成形性に劣るものとなる上、残留オーステナイトは不安定になって延性が劣化することになる。このため、比γMn／αMnは1.5以上とする必要がある。より好ましくは、３以上、そして６以上である。一方、比γMn／αMnが20を超えると、上記分配は促進されるが、残留オーステナイトの安定性が高くなりすぎて延性の向上効果が飽和し、逆にフェライトとオーステナイトとの硬度差が大きくなりすぎるため、界面でボイドが生成し加工性が劣化する可能性がある。また、比γMn／αMnを20超とするには、著しく長時間の熱処理が必要でもある。これらの問題を確実に回避するには、比γMn／αMnの上限を20以下とすることが好ましい。
　なお、各相のMn濃度は、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）に平行な断面を鏡面研磨したサンプルに対して、Electron Probe Micro Analyzer(EPMA)装置を用いて、プローブ径１μmにて特定領域内のMn濃度分布を定量分析した後、同じ観察領域にて研磨腐食法および/または電子線後方散乱回折法(Electron Back Scatter Diffraction：EBSD)によって相の種類および分布を同定し、両データを組み合わせることにより、測定することができる。
　上記のとおり、ミクロ組織は、フェライトを主相とし、第二相に少なくとも残留オーステナイト相を有する組織とするが、第二相には、マルテンサイトおよびベイナイトが含まれていてもよい。これら相の好適比率は、フェライト：30～80％、残留オーステナイト：10～60％、マルテンサイト：５～40％およびベイナイト：５％以下であることが好ましい。なお、組織における「％」表示は、特に断りのない限り「体積％」を意味する。
フェライト：30～80％
　本発明において優れた延性を得るには、変形特性に富んだフェライトの存在が欠かせない。すなわち、フェライトが30％未満では延性や穴広げ性といった加工性の劣化が著しいため、フェライトの体積分率の下限は30％以上とすることが好ましい。一方で、フェライトが80％超では、所望の強度を得ることが難しくなる。従って、フェライトは80％以下とすることが好ましい。より好ましくは70％以下である。
　従って、本発明鋼における第二相分率は20～70％であることが好ましい。第二相とはフェライト以外の全ての相を指し、それぞれの相ごとに含有可能な適切な相分率の範囲があるため、以下で説明する。
残留オーステナイト：10～60％
　残留オーステナイトは、加工時のTRIP効果によって延性の向上に寄与するため、本発明で欠かせない相である。その体積分率が10％未満では、所望の強度の確保と、同強度における優れた加工性の発揮が困難になる、おそれがある。従って、残留オーステナイトの体積分率の下限は10％以上とすることが好ましい。より好ましくは15％以上であり、特に優れた延性の観点からは20％以上が望ましい。
　一方で、残留オーステナイトが過剰に存在すると、近接した残留オーステナイトがフェライトに多大な歪を付与して、加工硬化やボイドの生成を促進する結果、伸びフランジ性や靭性が低下する。従って、上限は60％とすることが好ましい。所望の強度レベルでより高い延性を得る観点からは、50％以下が望ましい。
マルテンサイト：５～40％
　マルテンサイトは、低歪域でのフェライトの加工硬化を促進し、鋼板を均一に加工硬化させる上で有用な相である。このため、５％以上存在することが好ましい。しかし、多量に存在すると、相対的に残留オーステナイトの体積分率が減少することや、低歪域でのフェライトの加工硬化が過剰に促進されて、より低い歪で残留オーステナイトのTRIP現象が誘発されるために延性が低下する。このため、マルテンサイトの体積分率の上限は40％とすることが好ましい。特に、優れた延性の観点からは、その体積分率を残留オーステナイトの体積分率と同等以下とすることが好ましく、より好ましくは2/3以下、更に好ましくは1/2以下である。
ベイナイト：５％以下
　ベイナイトは、焼鈍過程でオーステナイト中に濃化させた炭素をセメンタイトとして析出させてしまうため、残留オーステナイトの安定性が低下するので好ましくない。このため、ベイナイトの体積分率は５％以下とすることが好ましい。より好ましくは３％以下であり、更に好ましくは１％以下である。
　さらに、残留オーステナイトは、その平均結晶粒径および平均アスペクト比が以下の範囲にあることが好ましい。
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平均結晶粒径が２μm以下であれば、加工歪に対して残留オーステナイトがマルテンサイト変態しにくくなる効果と、加工に伴うフェライトからの歪蓄積が緩和される効果が相俟って、より高歪域まで残留オーステナイトが残存しTRIP現象が継続することで延性が著しく向上する。このため、残留オーステナイトの平均結晶粒径は２μm以下とすることが好ましい。なお、下限はあえて設けないが、0.1μm未満にするには特殊な処理が必要なため、本発明の製造方法においては0.1μm以上が許容される。
残留オーステナイトの平均アスペクト比：1.2～4.0
　残留オーステナイト粒は、圧延方向に伸張した形態である方が、延性向上の観点から好ましい。この理由は、十分に明確ではないが、打ち抜き加工や張出成形、および深絞り成形における鋼板のマクロな変形方向である板面方向に対して、残留オーステナイトの長軸方向が沿うことにより、残留オーステナイトとフェライトとの界面への歪蓄積を軽減し、より高歪域まで残留オーステナイトが残存することやボイドの生成が抑制されることによる、と考えられる。この効果を得るには、残留オーステナイトの平均アスペクト比を1.2以上にすることが好ましい。一方で、アスペクト比が4.0を超える場合、個々のオーステナイト粒が近接して連結した形態を呈し、ボイドを形成しやすくなって加工性が劣化する。このため、オーステナイトの平均アスペクト比は4.0以下とすることが好ましい。より好ましくは3.0以下で、さらに好ましくは2.0以下である。
　さらにまた、残留オーステナイトの粒子数およびフェライトの粒子数の比が以下の範囲にあることが好ましい。
残留オーステナイトの粒子数／フェライトの粒子数の比：0.3～1.5
　微細な残留オーステナイトに対して、フェライト粒径が粗大な場合、Mnの拡散経路が不均一になって残留オーステナイト中にMn濃度の低い領域が生じて、延性の低下を招く。このため、残留オーステナイトの粒子数をフェライトの粒子数で除した比率は1.5以下とすることが好ましい。一方で、フェライト粒が微細になりすぎて同比が0.3未満になると、残留オーステナイトによるTRIP効果が全フェライト粒子に均等に作用せず、延性が低下する、おそれがある。このため、同比は0.3以上とすることが好ましい。
　次に、上記した比γMn／αMnを、最終製品の各段階で所定の範囲に規制することによって、最終的に成形性の優れた高強度鋼板を確実に得ることができる。各段階での比γMn／αMnは、上記した成分組成の下に、次に示す製造条件に従うことによって実現することができる。
　以下に、高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板について、それぞれの製造条件を示す。
［高強度鋼板用素材］
　上記成分を有する溶鋼を溶製した後、成分のマクロ偏析を抑制する観点および製造能率の観点から、連続鋳造法(薄スラブ法を含む)を用いて高強度鋼板用素材、具体的には鋼スラブ(鋼帯を含む)を作製する。この連続鋳造において、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Ｓが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃／ｓ以下の冷却を施すことが肝要である。
　ここで、凝固シェル表層部とは、スラブのコーナー部から幅方向へ150mmまでの部分における、スラブ表面から２mm深さまでの領域を意味する。また、比水量S(L/kg鋼)は以下の式で求められる。
　Ｓ＝Ｑ／(Ｗ×Vc)
　ここで、Ｑ：冷却水量(L/min)、Ｗ：スラブ単重(kg鋼/m)、Vc：鋳造速度(m/min)である。
　すなわち、凝固シェル表層部温度が900℃となるまでの比水量を0.5L/kg鋼以上とすることで、凝固殻のバルジングを抑制し、縦割れや表層下割れによる表面品質の低下を抑制すると同時に、内部割れや中心偏析を抑制し最終製品の延性や伸びフランジ性を向上することができる。
　一方で、比水量が2.5L/kg鋼を超えると、鋳片のコーナー部が極端に過冷されて、周辺の高温部との熱膨張量の差に起因した引張応力が過大に作用して横割れが増大するため、上限は2.5L/kg鋼とする。
　また、曲げ部および矯正部の通過温度、すなわち曲げ部および矯正部を通過する際の、スラブ表面の最低温度は600℃以上1150℃以下とする。ここで、曲げ部および矯正部の通過温度を1150℃以下とすることは、上述した鋳片のバルジングの抑制に効果的であると同時に、凝固シェルに付与される歪を低減し、表面割れや内部割れを低減し、表面品質と延性や伸びフランジ性に優れた製品を得るために必要である。該温度が1150℃を超えると、この効果が低減することになる。さらに、Tiの粗大析出によって次工程でのミクロ組織が粗大化し最終製品のTS－Elバランスを劣化する。上記の観点から、1050℃以下がより好ましく、更に好ましくは950℃以下である。
　一方、曲げ部および矯正部の通過温度を600℃未満とすると、鋳片が硬質化し曲げの矯正装置の変形負荷が増大するため、矯正部のロール寿命を短くしたり、凝固末期のロール開度の狭小化による軽圧下が十分に作用せずに中心偏析が劣化する。
　従来、高Mn鋼では、横割れ低減のため上記の温度域は回避されるか、後々スラブ手入を施していたが、上述した鋼成分とTi,Mn関係式を満足する本発明スラブは良好な表面品質を維持できる。
　さらに、スラブ中の急激なマルテンサイト変態による不均一な変態歪の発生を抑制するために、400℃から200℃までの平均冷却速度を1.0℃／ｓ以下として冷却する。これにより、上記のオーステナイト粒径の微細化と併せてスラブの焼割れや時効割れ（に伴う表面割れ）を回避できる。さらにまた、スラブの表面割れを抑制できるため、次工程の熱間圧延において、スラブを温片で送る省エネルギープロセスを適用することも可能になる。この平均冷却速度は、割れ抑止の観点から、より好ましくは0.1℃/s以下、さらに好ましくは0.05℃/s以下である。
　以上の鋳造条件に従って得られる高強度鋼板用素材（スラブ）は、マルテンサイトを主相とする組織になるが、高強度鋼板用熱延焼鈍材および高強度鋼板における比γMn／αMnを上記した範囲に規制するためには、これらの出発材となる高強度鋼板用素材におけるMnの偏析度を所定の範囲内にすることが有利である。すなわち、下記の（２）式に従うMn濃度の変動であるΔMnを0.45％以上とする。このΔMnを0.45％以上とすることによって、高強度鋼板用熱延焼鈍材および高強度鋼板における比γMn／αMnを所期する範囲に制御することが可能になる。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　ΔMn＝Σ（Mnmax,i －Mnmin,i）／ｉ　…（２）
　　但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、素材表面から厚さｔの1/4深さ位置における幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径１μm)において、隣接するMnの正偏析部(デンドライト樹間部)の最大値および負偏析部(デンドライト幹部)の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。
　なお、ΔMn：0.45％以上は、上述した本発明範囲の成分鋼を連続鋳造するに際して、スラブ1/4t厚における冷却速度を10℃/s以下で液相線温度から固相線温度まで冷却することで達成することができる。そして、本条件は、二次冷却スプレーの比水量を0.5L/kg鋼～2.5L/kg鋼とする本発明の製造条件で十分満足される。上記冷却速度が10℃/sを超える急冷を実施した場合、十分なMn濃度偏差が得られず、最終製品の特性が劣化することになる。
［高強度鋼板用熱延材］
　前記高強度鋼板用素材（スラブ）に、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、［Ms点＋50℃］以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却することによって、高強度鋼板用熱延材が得られる。
　まず、仕上げ圧延温度をAr3変態点以上で熱間圧延を施して熱延板とする。仕上げ圧延温度がAr3変態点未満では熱間変形抵抗の増大により、熱間圧延を行うことが非常に難しくなる。一方、仕上げ圧延温度が1000℃を超えると、表面に厚いスケールが生成し表面品質が劣化する、おそれがあるため、1000℃以下とすることが好ましい。より優れた表面品質を得るためには、仕上げ圧延温度を950℃以下とすることが好ましい。
　なお、上述した成分を有するスラブを再加熱する過程において、Tiの微細な析出物があるためにオーステナイト粒径が微細化され、最終組織のミクロ組織を微細化してTS－Elバランスを向上する、付加的な効果が得られる。しかし、それらのTi系析出物は熱間圧延前には十分に溶解させる必要があるために、スラブを1100℃以上に再加熱することが好ましい。より好ましくは1200℃以上である。一方、1300℃を超えてスラブを加熱しても、熱延板における、スケールロスの増大や不均一なスケール生成による表面品質の劣化を招くため、上限は1300℃とすることが好ましい。
　次いで、熱間圧延後は直ちに、任意の冷却速度で［Ms点＋50℃］以上700℃以下の温度域へ冷却し、同温度域において巻き取りを行う。この巻き取りをMs点以下の温度域で行うと、鋼板全体が急速にマルテンサイトへ変態することにより、板に波打ちやエッジ割れが発生し、表面品質の劣化や歩留まりの低下を招く、おそれがある。そこで、これらを確実に回避するために、Ms点より50℃は高い温度域で巻き取りを行う。一方、巻取温度が700℃を超えると、スケール厚みが増大し表面品質が劣化するため、700℃以下で巻取ることにする。
　以上の熱間圧延および巻き取りを経て得られる熱延材は、上記した（２）式に従うMn濃度の変動ΔMnが0.50％以上となる。
［高強度鋼板用熱延焼鈍材］
　前記高強度鋼板用熱延材は、前記［Ms点＋50℃］以上700℃以下の温度域で巻き取ったのち、200℃以下に冷却した後に、［Ac1変態点－200℃］以上［Ac1変態点＋100℃］以下の温度域に30分以上保持する、中間熱処理を施すことによって、比γMn／αMnが1.5以上の高強度鋼板用熱延焼鈍材を得ることができる。
　前記巻き取り後の熱延コイルを、［Ac1変態点－200℃］以上[Ac1変態点＋100℃]以下の温度域に30分以上保持することにより、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質な低温変態生成相は焼き戻されて、熱延板の圧延負荷が軽減する。さらに、Mn濃度の高い部位からオーステナイト相が形成するため、フェライト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトからさらにMnの濃化が促進される。前記の温度域から外れた場合や保持時間が短時間だった場合には、これらの効果は得られない。一方、750分を超えて保持しても効果は飽和し、製造コストの増大を招くため、750分以下にすることが好ましい。同温度域に保持された熱延コイルは、一度200℃以下まで冷却される。
　以上のとおり、巻き取り後に中間熱処理を施すことによって、熱延材における比γMn／αMnを1.5以上にすることができる。
［高強度鋼板］
　前記巻き取り後または前記中間熱処理後の熱延コイルは、定法に従って酸洗を施した後、好ましくは圧下率15％以上で冷間圧延または温間圧延を施して冷延板にする。ここで、圧下率が15％未満では、その後の焼鈍過程におけるフェライトの再結晶が不十分になり、加工組織が残存し加工性が低下する。圧下率は、好ましくは20％以上、より好ましくは25％以上である。なお、温間圧延は、鋼帯を150～600℃に再加熱して行うことが好ましい。これにより、残留オーステナイトの安定性が増加して、圧延歪によってマルテンサイト変態しにくくなるため圧延の変形抵抗の増加を抑制できる。温間圧延の温度が150℃未満ではその効果が乏しい。一方、600℃を超える場合は、鋼板表面にスケール性の欠陥が生じて表面品質が劣化する場合があり好ましくない。なお、圧下率の上限については、特に制限する必要はないが、80％を超えると設備への負荷が大きすぎることから、80％以下とすることが好ましい。
　前記冷間圧延または温間圧延の後は、Ac1変態点以上［Ac1変態点＋(Ac3変態点－Ac1変態点)／２］以下の温度域に30秒以上400分以下保持し、オーステナイト相を形成させてＣおよびMnを濃化させる。熱処理温度がAc1変態点未満または30秒未満の低温または短時間の焼鈍では、炭化物の溶解が不十分でオーステナイトの分率および安定性が低下し、延性が劣化する。一方、上記の温度域を超える温度で保持しても、オーステナイトの生成量が増大し、個々のオーステナイトのＣおよびMn濃化量が低下してオーステナイトの安定性が低くなるため延性が劣化する。また、個々のオーステナイト粒が連結してアスペクト比が増大することにより、打ち抜き性や靭性、曲げ性といった諸特性が劣化する。また、400分を超えて保持してもフェライトやオーステナイトの結晶粒が粗大化して強度や延性が低下したり、Ti析出物が粗大化して引張強さが低下したりする。
　なお、上記した温度域での保持に至る加熱工程は、［Ac1変態点－200℃］以上Ac1変態点以下の温度域を、好ましくは平均昇温速度1.5℃／ｓ以上10℃／ｓ以下で加熱(昇温)することが好ましい。これにより、Ti炭化物またはTiクラスターがフェライトの粒成長を抑制し、ミクロ組織を微細化するため延性の向上をはかることができる。平均昇温速度が1.5℃／ｓ未満では、フェライトの粒成長が促進され、フェライトやオーステナイトの粒径が粗大化して強度や延性が低下する場合がある。一方、平均昇温速度が10℃／ｓ超では、フェライトの未再結晶組織が残存し、フェライト粒子数がオーステナイト粒子数より極端に増加し延性が劣化する、おそれがある。
　前記均熱保持後の冷却速度および冷却手法は特に規定しない。ただし、極端に遅い冷却速度では、オーステナイトからセメンタイトが生成し安定性が低下する場合があるため、200℃以下まで0.01℃/s以上で冷却することが好ましい。また、極端に速い冷却速度では、鋼板形状が波打ちを生じやすくなることから、100℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　なお、焼鈍工程は、連続焼鈍ライン(CAL)あるいは連続溶融めっきライン(CGL)、バッチ焼鈍炉(BAF)にて実施される。一回の熱処理で実施することが好ましいが、途中に冷却を挟んで同一あるいは異なる焼鈍手法で複数回焼鈍処理しても構わない。その場合にも、均熱時間の合計時間が30秒以上400分以下となるように制御すれば良い。
　ここで、上記した冷間圧延並びに焼鈍を行う対象が前記巻き取り後の熱延コイルである場合は、上記した冷間圧延並びに焼鈍を経ることによって、比γMn／αMnは1.5以上となる。一方、冷間圧延並びに焼鈍を行う対象が前記中間熱処理後の熱延コイルである場合は、上記した冷間圧延並びに焼鈍を経ることによって、比γMn／αMnは1.7以上となる。
　上記した冷延鋼板に対して、金属めっき処理を施すことができる。金属めっき処理としては、（合金化を含む）溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっきおよび電気アルミニウムめっき等がある。以下、溶融亜鉛めっきから順に説明する。
［高強度溶融亜鉛めっき鋼板］
　溶融亜鉛めっきを施す場合には、前記の焼鈍処理後の冷却過程で以下の処理を実施することが好ましい。なお、複数回焼鈍処理する場合は、最終の焼鈍工程において実施する。即ち、上記の条件で均熱焼鈍後の鋼板を0.0１℃/s以上100℃/s以下の平均冷却速度で500℃以下まで冷却し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬した直後に100℃以下まで0.0１℃/s以上100℃/s以下の冷却速度で冷却することが好ましい。または、溶融亜鉛めっき浴に浸漬直後に、450℃以上650℃以下の温度域に10秒以上保持してめっきの合金化処理を施してから、100℃以下まで0.0１℃/s以上100℃/s以下の冷却速度で冷却することが好ましい。上記の平均冷却速度が0.0１℃/s未満では、セメンタイトやベイナイトが生成し、延性を劣化する場合がある。一方、100℃/s超では鋼板にシワや波打ち、割れを生じる場合がある。
［高強度溶融アルミニウムめっき鋼板］
　溶融アルミニウムめっきを施すことも可能である。前記の焼鈍処理後の冷却過程で以下の処理を実施する。なお、複数回焼鈍処理する場合は、最終の焼鈍工程において実施する。即ち、前記焼鈍後の鋼板を0.0１℃/s以上100℃/s以下の冷却速度で700℃以下まで冷却し、溶融アルミニウムめっき浴に浸漬した直後に100℃以下まで0.0１℃/s以上100℃/s以下の冷却速度で冷却することが好ましい。または、溶融アルミニウムめっき浴に浸漬直後に700℃以上800℃以下の温度域に10秒以上保持してめっきの合金化処理を促進してから、100℃以下まで0.0１℃/s以上100℃/s以下の冷却速度で冷却することが好ましい。
［高強度電気めっき鋼板］
　前記の焼鈍処理によって得られた冷延鋼板、前記溶融亜鉛めっき鋼板または溶融アルミニウムめっき鋼板を冷却後に、電気亜鉛めっきを施すことができる。電気亜鉛めっきの処理条件としては、常法により、めっき槽に鋼板を配置し、電気を介して亜鉛をめっきする方法によればよい。
　また、必要に応じて、以下の焼戻し処理および調質圧延を行ってもよい。
［焼戻し処理］
　前記焼鈍処理または前記いずれかのめっき処理を実施して300℃以下に冷却して得た、マルテンサイトが形成された鋼板に対して、該マルテンサイトの焼戻しによる延性や打ち抜き性の向上を目的として、100℃以上Ac1変態点以下の温度域に30秒以上保持する、焼戻し処理を追加してもよい。
［調質圧延］
　このようにして得られた冷延鋼板あるいはめっき鋼板の降伏点伸びの消失やめっき表面粗さの調整、あるいは鋼板の形状矯正を目的として、調質圧延を施しても良い。ただし、伸長率が大きすぎると延性が劣化するため、伸長率は２％以下とすることが好ましい。
　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からなる鋼を転炉で溶製後に、表２に示す条件に従う連続鋳造にて、250mm厚みのスラブを製造した。次いで、得られたスラブを表３に記載の条件で熱間圧延し、厚み3.2mmの熱延板を製造した。さらにこの熱延板に、表４に示す条件で中間熱処理を施した。さらに、表５に示す圧下率で冷間圧延を施して、1.6mm厚みの冷延板とした。この冷延板に、表５に記載の条件で１回または２回の焼鈍処理を実施した。溶融亜鉛めっきを施した鋼板は、片面45±３g/m2で被膜中のFe濃度が10±１mass％の亜鉛めっきを両面に形成し、500℃で合金化処理を施して作製した。
　各成分鋼のＭｓ点、ＡC1点およびＡC3点は、以下の式から求めた。Ａr3点はＭｓ点と同じである。
　Ｍｓ点＝561－474Ｃ－33Mn－17Cr－17Ni－21Mo
　ＡC1点＝751－16Ｃ＋11Si－28Mn－5.5Cu－16Ni＋13Cr＋3.4Mo
　ＡC3点＝910－203（Ｃ）1/2＋45Si－30Mn－20Cu－15Ni＋11Cr＋32Mo＋104Ｖ＋400Ti＋200Al
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記した素材（スラブ）あるいは熱延材（熱延板）におけるΔMnを、該スラブ表面あるいは熱延板表面から板厚ｔの1/4深さ位置における板幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径１μm)を複数個所で行い、Ｎ＝５の移動平均を取ってMn濃度のプロファイルを得た後に、隣接するMnの負偏析部(デンドライト幹部)と正偏析部(デンドライト樹間部)との濃度の最大値と最小値を測定し、それを150個以上の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとして求めた。
　また、熱延板、冷延板から適宜に以下のサンプルを採取し、ミクロ組織と機械的特性および表面品質を評価した。
　まず、ミクロ組織は、スラブ、熱延板および冷延板（鋼帯）の各段階にて、Ｌ断面(圧延方向に平行で幅方向に垂直な面)の鋼片を採取し、鏡面研磨の後に３％硝酸エタノール溶液でミクロ組織をエッチングして現出した。これを、走査型電子顕微鏡にて、板厚1/4位置をランダムに5000倍で10視野撮影した。
　この組織写真において、黒いコントラストの領域をフェライト、灰色のコントラストの領域を残留オーステナイトおよびマルテンサイト、微細(0.1μm以下)白点をセメンタイトとし、セメンタイトが点列状になって直線状(針状)のフェライトと層状形態を為す領域をベイナイト、点列状を為さない微細セメンタイトと微細フェライトとの混在組織を焼戻しマルテンサイトと判断して、撮影視野の全面積に対する各相の領域面積の比を、各相の体積分率とした。
　同様に、残留オーステナイトの体積分率は、上記した各段階の試料（鋼片）につき、研削及び化学研磨により鋼片の表面から板厚の１／４厚みの深さ部を露出した面において、Ｍｏ－Ｋα線を線源とし加速電圧50keVで、Ｘ線回折装置（装置：Rigaku社製RINT2200）によって鉄のフェライト相の｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイト相の｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面とのＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を文献（理学電機株式会社：Ｘ線回折ハンドブック（2000），第26、62－64）に記載の計算式を用いて残留オーステナイトの体積分率を算出した。マルテンサイトの体積分率は、上述の組織写真から測定したマルテンサイトと残留オーステナイトとの合計体積分率からＸ線回折法で測定した残留オーステナイトの体積分率を差し引いて求めた。
　次に、機械的特性は、冷延板（鋼帯）から板幅方向を長手方向とするJIS５号引張試験片を採取し、JISＺ2241（1998年）に準拠した引張試験を実施し、各種の機械的特性（引張強さ（TS）、全伸び（El））を測定した。本発明においては、TSが980MPa以上、Elが30.6％以上、すなわちTS-Elバランスが30000MPa％以上を良好とした。
　また、伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格JFST1001（2008年）の規定に準拠した穴広げ試験により評価した。すなわち、冷延後の焼鈍板より100mm×100mm角サイズの試験片を採取し、クリアランス12.5％となるの打ち抜き工具を用いて打ち抜き穴を作製後、頂角60度の円錐ポンチを用いて打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして穴広げ加工を行い、割れが板厚を貫通したところでのｄ0：初期穴径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴径（mm）から穴広げ率λ（％）＝｛（ｄ－ｄ0）／ｄ0｝×100を求めた。本発明においては、λが40％以上を良好とした。
　また、熱間延性の評価は、スラブから平行部長さ15mm、肩Ｒ５mm、平行部直径６mmφの丸棒引張試験片を採取し、サーメックマスター(富士電波工機製)によって平行部を1300℃×300ｓ加熱後に－５℃／ｓで700℃、750℃および800℃へ冷却した後、等温にて歪速度0.002(１／ｓ)で引張加工し、破断したところでのＤ０：平行部の初期直径(mm)、Ｄ：破断後の破断部先端の直径(mm)から熱間絞り率ＲＡ（％）＝｛（D－D0）／D0｝×100を求めて平均した。本発明においては、RAが50％以上を良好とした。その評価結果を表２に併記する。
　スラブの表面品質については、スラブ全体を総計100ｍ以上検査し、割れの全くない場合を１、加熱炉のスケールオフで消える程度の極々軽微な割れが認められた場合を２、手入の必要なスラブ割れのある場合を３、手入でも除去困難でスラブの切断除去や廃棄が必要な場合を４とし、２以下を優良、３以上を不良と判断した。その評価結果を表２に併記する。
　熱延板の表面品質については、熱延板（鋼帯）全長を表裏面とも200ｍ以上検査し、鋳造時および熱間圧延時のスラブ割れに起因するスケールまたは地鉄重なりの線状模様が１ｍ以上存在した場合を「不良」、それ未満の場合を「良」とした。
　冷延板の表面品質については、冷延板（鋼帯）全長を表裏面とも1000ｍ以上検査し、鋳造時および熱間圧延時のスラブ割れに起因するスケールまたは地鉄重なりの線状模様が１ｍ以上存在した場合を「不良」、それ未満の場合を「良」とした。また、めっき鋼板については、不めっきのある場合にも「不良」とした。
　この評価結果を表５に併記する。
　本発明の成分範囲および製造条件範囲を満足した発明例の高強度鋼板は、いずれもTSが980MPa以上の高強度で、かつTS-Elバランスが30000MPa％以上の高延性とλが30％以上の高伸びフランジ性を並立すると共に、スラブ割れおよび熱間延性時の脆化割れに起因する表面品質の劣化が完全に抑制されている。

Claims (15)

  1. 　質量％で
    　Ｃ：0.08％以上0.30％以下、
    　Si：2.0％以下、
    　Mn：3.0％超10.0％以下、
    　Ｐ：0.05％以下、
    　Ｓ：0.01％以下、
    　Al：1.5％以下、
    　Ti：0.010％以上0.300％以下および
    　Ｎ：0.0020％以上0.0100％以下
    を、下記式（１）を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成を有し、下記式（２）に従うΔMnが0.45％以上である高強度鋼板用素材。
    　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　1.1≦（［Ti］＋［Mn］1/2／400）／（0.01＋５［Ｎ］）≦6.0 …（１）
    　　但し、［　］は該括弧内元素の含有量（質量％）
    　ΔMn＝Σ（Mnmax,i －Mnmin,i）／ｉ　…（２）
    　　但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、素材表面から厚さｔの1/4深さ位置における幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径１μm)において、隣接するMnの正偏析部の最大値および負偏析部の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で
    　Cr：1.0％以下、
    　Ni：1.0％以下、
    　Mo：1.0％以下、
    　Cu：1.0％以下、
    　Nb：0.1％以下、
    　Ｖ：0.1％以下、
    　Ｂ：0.0050％以下、
    　Ca：1.0％以下、
    　REM：1.0％以下、
    　Sn：0.20％以下および
    　Sb：0.2％以下
    から選択される１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼板用素材。
  3. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Ｓが0.5Ｌ／kg鋼以上2.5Ｌ／kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃／ｓ以下の冷却を施す高強度鋼板用素材の製造方法。
  4. 　質量％で
    　Ｃ：0.08％以上0.30％以下、
    　Si：2.0％以下、
    　Mn：3.0％超10.0％以下、
    　Ｐ：0.05％以下、
    　Ｓ：0.01％以下、
    　Al：1.5％以下、
    　Ti：0.010％以上0.300％以下および
    　Ｎ：0.0020％以上0.0100％以下
    を、下記式（１）を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成を有し、下記式（２）に従うΔMnが0.50％以上である高強度鋼板用熱延材。
    　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　1.1≦（［Ti］＋［Mn］1/2／400）／（0.01＋５［Ｎ］）≦6.0 …（１）
    　　但し、［　］は該括弧内元素の含有量（質量％）
    　ΔMn＝Σ（Mnmax,i －Mnmin,i）／ｉ　…（２）
    　　但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、熱延材表面から板厚ｔの1/4深さ位置における板幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径１μm)において、隣接するMnの正偏析部の最大値および負偏析部の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。
  5. 　前記成分組成は、さらに、質量％で
    　Cr：1.0％以下、
    　Ni：1.0％以下、
    　Mo：1.0％以下、
    　Cu：1.0％以下、
    　Nb：0.1％以下、
    　Ｖ：0.1％以下、
    　Ｂ：0.0050％以下、
    　Ca：1.0％以下、
    　REM：1.0％以下、
    　Sn：0.20％以下および
    　Sb：0.2％以下
    から選択される１種または２種以上を含有する請求項４に記載の高強度鋼板用熱延材。
  6. 　請求項４または５に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Ｓが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃／ｓ以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、［Ms点＋50℃］以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却する高強度鋼板用熱延材の製造方法。
  7. 　質量％で
    　Ｃ：0.08％以上0.30％以下、
    　Si：2.0％以下、
    　Mn：3.0％超10.0％以下、
    　Ｐ：0.05％以下、
    　Ｓ：0.01％以下、
    　Al：1.5％以下、
    　Ti：0.010％以上0.300％以下および
    　Ｎ：0.0020％以上0.0100％以下
    を、下記式（１）を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成と、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織とを有し、前記フェライト相の平均Mn濃度（αMn）に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度（γMn）の比γMn／αMnが1.5以上である高強度鋼板用熱延焼鈍材。
    　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　1.1≦（［Ti］＋［Mn］1/2／400）／（0.01＋５［Ｎ］）≦6.0 …（１）
    　　但し、［　］は該括弧内元素の含有量（質量％）
  8. 　前記成分組成は、さらに、質量％で
    　Cr：1.0％以下、
    　Ni：1.0％以下、
    　Mo：1.0％以下、
    　Cu：1.0％以下、
    　Nb：0.1％以下、
    　Ｖ：0.1％以下、
    　Ｂ：0.0050％以下、
    　Ca：1.0％以下、
    　REM：1.0％以下、
    　Sn：0.20％以下および
    　Sb：0.2％以下
    から選択される１種または２種以上を含有する請求項７に記載の高強度鋼板用熱延焼鈍材。
  9. 　請求項７または８に記載の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブとする際に、前記連続鋳造における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Ｓが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃／ｓ以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、［Ms点＋50℃］以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却することで得られた鋼帯に、更に［Ac1変態点－200℃］以上［Ac1変態点+100℃］以下の温度域に30分以上保持し、次いで200℃以下に冷却する高強度鋼板用熱延焼鈍材の製造方法。
  10. 　質量％で
    　Ｃ：0.08％以上0.30％以下、
    　Si：2.0％以下、
    　Mn：3.0％超10.0％以下、
    　Ｐ：0.05％以下、
    　Ｓ：0.01％以下、
    　Al：1.5％以下、
    　Ti：0.010％以上0.300％以下および
    　Ｎ：0.0020％以上0.0100％以下
    を、下記式（１）を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成と、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織とを有し、前記フェライト相の平均Mn濃度（αMn）に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度（γMn）の比γMn／αMnが1.5以上である高強度鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　1.1≦（［Ti］＋［Mn］1/2／400）／（0.01＋５［Ｎ］）≦6.0 …（１）
    　　但し、［　］は該括弧内元素の含有量（質量％）
  11. 　前記成分組成は、さらに、質量％で
    　Cr：1.0％以下、
    　Ni：1.0％以下、
    　Mo：1.0％以下、
    　Cu：1.0％以下、
    　Nb：0.1％以下、
    　Ｖ：0.1％以下、
    　Ｂ：0.0050％以下、
    　Ca：1.0％以下、
    　REM：1.0％以下、
    　Sn：0.20％以下および
    　Sb：0.2％以下
    から選択される１種または２種以上を含有する請求項１０に記載の高強度鋼板。
  12. 　請求項１０または１１に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Ｓが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃／ｓ以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、［Ms点＋50℃］以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却し、その後、熱延鋼板に、15％以上の圧下率で冷間圧延または温間圧延を施し、次いでAc1温度以上からAc1変態点＋(Ac3変態点－Ac1変態点)／２以下の温度域に30秒以上400分以下で保持する高強度鋼板の製造方法。
  13. 　請求項１０または１１に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Sが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃／ｓ以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、［Ms点＋50℃］以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却することで得られた鋼帯に、更に［Ac1変態点－200℃］以上［Ac1変態点+100℃］以下の温度域に30分以上保持し、次いで200℃以下に冷却し、その後、熱延鋼板に、15％以上の圧下率で冷間圧延または温間圧延を施し、次いでAc1温度以上からAc1変態点＋(Ac3変態点－Ac1変態点)／２以下の温度域に30秒以上400分以下で保持する高強度鋼板の製造方法。
  14. 　請求項１０または１１に記載の高強度鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき被膜または溶融アルミニウムめっき被膜を有する高強度溶融めっき鋼板。
  15. 　請求項１４に記載の高強度溶融めっき鋼板の表面に、電気めっき層を有する高強度電気めっき鋼板。
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